ББК 30.3
М74
УДК 620.22
Рецензент: д-р техн. наук, проф. Г. П. Иванов
Мозберг Р. К.
М74 Материаловедение: Учеб. пособие. — 2-е изд., перераб.—
М.: Высш. шк., 1991. —448 с: ил.
ISBN 5-06-001909-8
В учебном пособии раскрыта связь между строением и свойствами
материалов,* описаны процессы их структурообразования; изложены основы теории
сплавов, термической обработки; приведены особенности строения и свойств
сталей, чугунов, цветных металлов и их сплавов, композитов.
Изложение информации в программированной форме позволяет
активизировать самостоятельное усвоение материала студентами при работе с пособием.
Во втором издании (1-е— 1976 г., изд-во «Валгус», Таллин) сделаны
уточнения в соответствии с новыми стандартами.
ISBN 5-06-001909-8
© Р. К. Мозберг, 1991

ПРЕДИСЛОВИЕ
Данное пособие является вторым изданием учебного пособия
по теоретическому курсу материаловедения. Как и в
предшествующих изданиях, при разработке методики обучения автор
опирался на современные достижения психологии, педагогики
и теории управления.
Установлено, что суть усвоения знаний студенты видят в
заучивании учебной информации из конспектов лекций или
других источников информации. Однако на таком уровне
«усвоенные» знания (понятия) не могут быть руководством в
практической деятельности специалиста. При формировании понятия
методом его запоминания не происходит осмысливания слов,
которыми выражается понятие. За словами не возникают образы
предмета, обозначаемого словом. Отсутствие за словами образов
делает невозможным мышление. Другим недостатком в учебе
студентов является их незнание правил формальной логики и
категориального аппарата диалектической логики, без чего
мыслить невозможно. Причина в том, что в предметах, изучаемых
в школе, отсутствует логика. Поэтому в целях подготовки
мыслящего специалиста в пособии разъясняется, какими
логическими приемами достигается познание изучаемого материала.
Показано, как, используя категориальный аппарат
диалектической логики, человек мысленно в состоянии воспроизвести
явления, происходящие в изучаемой системе. Большое внимание
уделяется выработке умения мысленного конструирования при
этом схем и моделей. В этом главное отличие этого пособия по
сравнению с прежде изданными и по сравнению с учебниками
других авторов.
При проработке материала по данному пособию автор в
максимальной степени надеется на сознательное воспроизводство
формулы познания: ощущение -*■ восприятие -*- представление -*
->- суждение ->- умозаключение. Оптимальные мыслительные
действия, приводящие к приобретению знаний на сознательном
уровне, могут быть руководством в производственной
деятельности специалиста.
Умение студентов думать (особенно диалектически мыслить)
способствует формированию материалистического
мировоззрения, что необходимо человеку в процессе всей его
жизнедеятельности.
Особое внимание в данном курсе уделяется сознательному
усвоению базовых знаний. Глубокое усвоение базовых знаний
при изучении остального материала разгружает память
студентов и развивает их мыслительные способности.

Основная цель изучения материаловедения по данному
пособию — выработать научно обоснованные навыки по выбору
оптимального материала для деталей машин и рациональной
их упрочняющей обработки. Это находится в соответствии с
требованиями развития экономики страны в условиях перестройки,
так как недостатки машиностроительной продукции в
значительной степени обусловлены неправильным решением
специалистами-машиностроителями материаловедческих проблем.
Методические рекомендации студентам. Цель обучения в
институте — подготовка студента к будущей производственной
деятельности. Поэтому при изучении предмета уровень усвоения
его должен быть таков, чтобы приобретенные знания можно
было использовать в будущей производственной деятельности.
Практика, однако, показывает, что зачастую студенты при учебе
ограничиваются только заучиванием информации из учебников
и им неясно, достаточен ли уровень приобретенных знаний для
практического использования. В этом пособии при изучении
разных тем указывается, что является главным при проработке
материала и должно быть усвоено на сознательном уровне.
Приводимые в тексте контрольные задачи направлены на то,
чтобы сам студент выявил уровень усвоения материала. Так как
приводимые задачи могут быть решены студентом неправильно,
то к ним на указанной странице приводится правильное решение.
К ряду приведенных вопросов и задач после их формулировки
приводится несколько ответов, и задача студента — обдумать
эти решения и установить, какое из них является оптимальным.
К каждому варианту решения также приводится комментарий,
где в случае неправильного решения не только указывается
этот факт, но и приводятся предположительные причины,
которые привели к неверному решению. Обдумав это, студент в
состоянии исправить свою ошибку и прийти к верному решению.
Таким образом, при работе с пособием реализуется оперативная
обратная связь и студент может успешно самостоятельно усвоить
требуемый материал на высоком уровне.
Другой особенностью пособия являются методические
указания, какими учебными действиями достигается оптимальное
усвоение материала при минимальной затрате времени.
Однако опыт использования подобных пособий в учебном
процессе показывает, что студенты во многих случаях
игнорируют приведенные рекомендации: при проработке материала
выпускают контрольные вопросы и задачи и не придерживаются
указанных методов учебы. Особенно часто студенты при
проработке материала не выполняют построения на бумаге
необходимых схем и не производят их преобразования, в результате чего
сами студенты выводят требуемые знания. Естественно, что при
такой учебе приобретенные знания не могут быть выше
формального уровня и их нельзя использовать в качестве руководящих
в производственной деятельности.
Для оптимального усвоения материала при работе с пособием

необходима систематическая учеба в течение всего времени,
планируемого на изучение курса. Часто студенты приступают к
проработке материала по пособию непосредственно перед
реализацией контроля знаний преподавателем. Обычно к контрольной
работе студенты готовятся вечером перед выполнением работы.
При такой учебе в усвоение материала не включается весь
интеллектуальный потенциал мозга — неиспользованным
остается подсознание. Для того чтобы оно работало, необходимо
время. Поэтому хорошее усвоение материала достигается, когда
проработка материала начинается не непосредственно перед
контрольной работой, а значительно раньше. Повторение так
изученного материала непосредственно перед контрольной работой
приведет усвоенные знания в логическую систему, и материал
прочно усвоится.
Автор

ВВЕДЕНИЕ
Курс материаловедения состоит из двух частей: I —
«Металлические материалы», II — «Неметаллические материалы».
Несмотря на то что в машиностроении используются весьма
различные материалы, основными конструкционными
материалами являются металлы. Поэтому основное содержание курса
относится к изучению металлических материалов —
металловедения.
Металловедение — это наука о взаимосвязи электронного
строения, структуры металлов и сплавов с их составом,
физическими, химическими, технологическими и другими свойствами.
Создание научных основ металловедения по праву
принадлежит Д. К. Чернову, который установил критические
температуры фазовых превращений в сталях, и их связь с количеством
углерода в стали. Этим были заложены основы для важнейшей
в металловедении диаграммы состояния железоуглеродистых
сплавов. Огромное влияние на изучение металлов имело
открытие периодического закона Д. И. Менделеева. Большое значение
для развития металловедения имеют труды Н. С. Курнакова,
А. М. Бочвара, А. А. Бочвара, А. А. Байкова, С. С. Штейнберга,
Н. Г. Гудцова, Г. В. Курдюмова и многих других ученых нашей
страны. Среди зарубежных ученых большой вклад в развитие
металловедения внесли Ле Шателье, Аустен, Осмонд, Юм-Розе-
ри, Зейц, Котрелл и др.
Особенно интенсивно развивается металловедение в
последние десятилетия. Это объясняется потребностью в новых
материалах для исследования космоса, развития электроники,
атомной энергетики. Для этого понадобилось включение в число
промышленных материалов почти всех элементов периодической
системы.
Основными направлениями в развитии теоретического
металловедения на ближайшее десятилетие является разработка
способов производства чистых и сверхчистых металлов, свойства
которых сильно отличаются от свойств металлов технической
чистоты, с которыми преимущественно работают ученые.
Генеральной задачей металловедения конца XX в. является создание
сплавов с заранее рассчитанными свойствами применительно к
заданным параметрам и условиям работы на основе данных
квантовой физики, физики твердого тела, физикохимии металлов
и накопленных экспериментальных закономерностей. Большое
внимание уделяется изучению металлов в экстремальных
условиях (при очень низких и очень высоких температурах и
давлениях).

До сего времени основной материальной базой
машиностроения служит черная металлургия, производящая стали и чугуны.
Эти материалы имеют много положительных качеств и в первую
очередь обеспечивают высокую конструкционную прочность
деталей машин. Однако эти классические материалы имеют такие
недостатки, как большая плотность, низкая коррозионная
стойкость. Потери от коррозии составляют 20 % годового
производства изделий из стали и чугуна. Поэтому, по данным научных
исследований, через 20—40 лет все развитые страны
перестроятся на массовое использование металлических сплавов на базе
титана, алюминия, магния. Эти легкие и прочные сплавы
позволяют в 2...3 раза облегчить станки и машины, в 10 раз уменьшить
расходы на ремонт. По данным института им. Байкова АН СССР,
в нашей стране есть все условия, чтобы в течение 10... 15 лет
машиностроение смогло перейти на выпуск алюминиево-титано-
вой подвижной техники, которая отличается легкостью,
коррозионной стойкостью и большим безремонтным ресурсом.
Важное значение имеет устранение отставания нашей страны
в области использования новых материалов взамен
традиционных (металлических) — пластмасс, керамики, изделий,
изготовляемых методом порошковой металлургии, особенно
композиционных материалов, что экономит дефицитные металлы, снижает
затраты энергии на производство материалов, уменьшает массу
изделий. Так, расчетами установлено, что замена ряда
металлических деталей легкового автомобиля на углепластики из
эпоксидной смолы, армированной углеродными волокнами, позволит
уменьшить массу машины на 40 %; она станет более прочной;
уменьшится расход топлива, резко возрастет стойкость против
коррозии.

Часть /
МЕТАЛЛИЧЕСКИЕ МАТЕРИАЛЫ
Глава 1
АТОМНО-КРИСТАЛЛИЧЕСКОЕ СТРОЕНИЕ МЕТАЛЛОВ
§ 1.1. СТРОЕНИЕ ВНЕШНИХ ЭЛЕКТРОННЫХ ОБОЛОЧЕК АТОМОВ
В ПЕРИОДИЧЕСКОЙ СИСТЕМЕ Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА
Количество электронов в атоме определяется номером
элемента в периодической системе Д. И. Менделеева. Электроны
в атоме распределяются по энергетическим уровням (орбитам)
и подуровням (орбиталям). Максимальное количество
электронов N на энергетическом уровне с номером п определяется из
зависимости N = 2п2. Энергия электронов тем выше, чем больше
номер уровня п.
Энергия электронов на энергетических уровнях
подразделяется по подуровням (орбиталям) s, ру dy f.
Максимальное количество электронов на подуровнях (орбита-
лях) следующее: s — 2; /? — 6; d — 10; / — 14.
Повышение энергии электронов на уровнях 1, 2, 3, ..., 7 и
подуровнях s, р, d, f происходит в такой последовательности:
Is -+2s-+2p-*3s-+3p-+4s-+3d-+4p-+5s-+4d^>' 5p-+6s -+
-+ 4/ -> bd -> 6p -> 75 -> 5/ -> 6rf.
В этой же последовательности происходит заполнение
электронами энергетических уровней и подуровней. Важно запомнить
также, что энергия электронов на заполняемом уровне выше, чем
на заполненном.
Исходя из изложенного и зная порядковый номер элемента,
можно построить электронную модель атома элемента.
Важнейшее значение для свойств элементов имеет полнота
заполнения электронами внешних (валентных) орбиталей.
Внешней орбиталью считается орбиталь, наиболее удаленная
от ядра. В зависимости от количества электронов в атоме
элемента может быть заполнено различное количество орбит и
орбиталей.
Следует напомнить, что валентными могут быть не только
внешние электроны, но и электроны предшествующей орбитали
(подуровня).
Элементы в периодической системе по
окислительно-восстановительным функциям (по склонности отдавать или принимать
электроны) подразделяются на восстановители — металлы,

Рис. 1.1. Периодическая система Д. И. Менделеева

окислители — неметаллы. Элементы левее ломаной линии в
таблице (рис. 1.1.) являются металлами, правее — неметаллами.
По заполнению электронами внешних электронных орбита-
лей (подуровней) металлы разделяют на две группы.
Металлы, у которых электроны на d-подуровне отсутствуют
(Li, Na, Са, А1 и др.) или у которых d-подуровень полностью
заполнен (Cu,%Zn, Cd, Ag и др.), называются простыми
металлами.
Металлы, имеющие частично заполненный d-подуровень при
наличии электронов на внешнем s-подуровне, называются
переходными. К числу переходных металлов относятся важнейшие
конструкционные металлы (F, Cr, Ti, Mo, Ni и др.).
Электронную модель атома по энергетическому состоянию
электронов рассмотрим на примере атома Mg (№ 12). Она
изображается в виде ls22s22/?63s2. Такая запись означает, что на
первом энергетическом уровне находятся 2 электрона,
занимающие подуровень 15, на втором уровне находятся 8 электронов,
занимающие подуровни 2s (2 электрона) и 2р (6 электронов).
На третьем уровне — 3 электрона на подуровне 3s.
J6 1. Напишите электронную модель атома Ti (№ 22).
Ответ: см. с. 113.
Так как на свойства материалов основное влияние оказывает
состояние внешних электронных уровней и подуровней атома,
то в приводимой на рис. 1.1 периодической системе Д. И.
Менделеева в клетках элементов приводится эта информация, которой
удобно пользоваться при дальнейшем изучении строения и
свойств конкретных материалов. Например, недостроенность d-
электронного подуровня переходных металлов при их
взаимодействии с такими элементами, как углерод, азот, приводит к
образованию соответствующих химических соединений, которые
сильно упрочняют металлические сплавы. Электронное строение
атомов металлов определяют такие свойства, как
электропроводность, типы связей между частицами вещества в твердом
материале, от чего сильно зависят механические свойства
материалов.
§ 1.2. ОСОБЕННОСТИ КРИСТАЛЛИЧЕСКОГО СТРОЕНИЯ ВЕЩЕСТВА.
ОСНОВНЫЕ ТИПЫ КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ РЕШЕТОК МЕТАЛЛОВ.
ПАРАМЕТРЫ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЕТКИ
Атомы (частицы) твердого тела стремятся к такому
расположению в пространстве, чтобы энергия их взаимодействия была
минимальной. Этому соответствует определенный порядок в
пространственном размещении частиц, определяемый понятием
кристаллическая решетка.
Кристаллическая решетка — воображаемая
пространственная сетка, в узлах которой располагаются частицы, образующие
твердое (кристаллическое) тело.

Рис. 1.2. Схема кристаллической решетки
На рис. 1.2 приведена
модель кристаллической
решетки. В узлах решетки
располагаются атомы (ионы)
вещества.
Цель подобных
мысленных построений заключается
в том, чтобы представить
сложную физическую
реальность, а также особенности
изучаемого объекта в
упрощенном виде. Важнейшей
особенностью
кристаллического состояния является
упорядоченное
расположение частиц вещества. Если
вписать кристаллическую
решетку в систему координат,
то по расстоянию между ближайшими частицами в кристалле и
углам между осями координат можно рассчитать взаимное
расположение частиц в твердом теле. Для дальнейшего изучения
кристаллического строения в кристаллической решетке можно
выделить элемент объема из минимального количества частиц
(атомов), многократным переносом (трансляцией) которого в
пространстве можно построить весь кристалл.
Такой элементарный объем, который
характеризует особенности строения
данного типа кристалла, называется
элементарной ячейкой.
Имеется относительно небольшое
количество кристаллических решеток.
Наиболее распространены
кристаллические решетки следующих типов:
объемно центрированная кубическая
(сокращенно о. ц. к.); гранецентриро-
ванная кубическая (г.ц.к.);
гексагональная, которая бывает плотноупако-
ванная (г.п.у.) и неплотноупакован-
ная. (Подавляющее большинство
металлов имеет отмеченные типы
кристаллических решеток.) На рис. 1.3
приведены схемы решеток.
Менее распространены
ромбоэдрическая, тетрагональная и более
сложные решетки. На рис. 1.1 в клетках
элементов буквами указаны
характерные для них типы кристаллических
решеток.
Кристаллические решетки характе-
Рис. 1.3. Схема
расположения атомов в
кристаллической решетке:
а — о.п.к.; б — г.п.к.; в — г.п.у.

ризу ют следующие основные параметры: период решетки;
атомный радиус; энергия решетки; координационное число; базис и
коэффициент компактности решетки.
Периодом решетки называется расстояние между центрами
двух соседних частиц (атомов, ионов) в элементарной ячейке
решетки (а, Ь, £ на0рис. 1.2). Периоды решетки выражаются в
ангстремах — А (1А= 10~8 см). Под атомным радиусом
понимают половину межатомного расстояния между центрами
ближайших атомов в кристаллической решетке элемента лри
нормальной температуре и атмосферном давлении. Однако атомный
радиус не является неизменной величиной, а изменяется в
зависимости от ряда факторов, важнейшими из которых являются
координационное число и тип химической связи между атомами
в кристалле.
Энергия кристаллической решетки определяется как энергия,
выделяющаяся при образовании кристалла из ионов, атомов
или других частиц, образующих кристалл, когда исходное
состояние этих частиц газообразное. От величины энергии решетки
зависят такие свойства, как температура плавления, модуль
упругости, прочность, твердость и др. Увеличение валентности
атомов приводит к увеличению энергии решетки.
Координационное число К показывает количество атомов,
находящихся на наиболее близком и равном расстоянии от любого
выбранного атома в решетке.
Базисом решетки называется количество атомов,
приходящихся на одну элементарную ячейку решетки.
Коэффициент компактности г\ решетки определяется
отношением объема, занимаемого атомами Ка, ко всему объему
решетки Vp, т. е. ц = Va/ К,,.
Представленные на рис. 1.3 (слева) типы кристаллических
решеток схематично отражают взаимное расположение атомов
(ионов) в кристалле. Если условно считать атомы шарами
одинакового диаметра, то справа на рис. 1.3. дано более точное
представление о действительном расположении атомов в
кристаллах о. ц к., г. ц. к. и г. п. у.
Объемно центрированная кубическая решетка (о. ц. к)
(рис. 1.3, а) имеет восемь атомов по вершинам и один атом в
центре куба.
Опыт показывает, что наиболее трудно осознаются
студентами такие понятия, как координационное число и базис решетки.
Оперируя с элементарной ячейкой, студенты забывают, что в
реальном кристалле такая ячейка окружена со всех сторон
другими ячейками и поэтому не все атомы, относящиеся к
рассматриваемой ячейке, принадлежат только этой ячейке. Для
того чтобы это понять, рекомендуется изобразить на клетчатой
бумаге элементарную ячейку и пристроить к ней со всех сторон
другие ячейки. Важность такого построения выявится при
решении приводимых задач.
«Ne 2. Каково координационное число решетки г. ц. к.?

Ответ: 1) 3, см. с. 113; 2) 6, см. с. 113; 3) 12, см. с. ИЗ.
№ 3. Каков базис кристаллической решетки г. ц. к.?
Ответ: 1) 14, см. с. 114; 2) 6, см. с. 114; 3) 4, см. с. 114.
№ 4. Покажите расположение атомов А и В в элементарной ячейке
химического соединения с формулой AiBi, если тип решетки о. ц. к. (Учтите понятие
«базис».)
Ответ: см. с. 00.
Ниже приводятся значения координационного числа и базиса
основных типов кристаллических решеток металлов.
Решетка Обозначение Координацией)- Базис
мое число К
Кубическая простая к ф 1
Объемно центрированная
кубическая о.ц.к. 8 2
Гранецентрированная
кубическая г.ц.к. 12 4
Гексагональная плотноупа-
кованная г.п.у. 12 4
Для выработки навыка определения координационного числа
и базиса решеток, основываясь на приведенной рекомендации,
установите, как они получены.
При рассмотрении схемы элементарных ячеек (рис. 1.3)
выясняется, что плотность упаковки атомов в разных плоскостях
и по разным направлениям в кристалле разная. Поэтому и
свойства кристаллического тела в разных направлениях будут
разные. Такое явление, когда свойства вещества зависят от
направления, называется анизотропией. Это свойство кристаллических
тел широко используется в технике. Чтобы понять явление
анизотропии, необходимо выделить (обозначить) плоскости,
кристаллографические направления в кристалле. Плоскости,
проведенные в кристаллической решетке через узлы (атомы),
называются кристаллографическими плоскостями. Прямые,
проведенные через узлы решетки, называются кристаллографическими
направлениями.
Для обозначения кристаллографических плоскостей и
направлений пользуются индексами Миллера. Для того чтобы
установить индексы Миллера, элементарную ячейку кристалла
вписывают в пространственную систему координат, как показано
на рис. 1.4, а, б. Оси координат X, У, Z называются
кристаллографическими осями. За единицу измерения вдоль каждой оси
принимается период решетки, т. е. длина ребер элементарной
ячейки. Рис. 1.2 иллюстрирует сказанное для наиболее общего
случая.
№ 5. Каковы координаты узла / (см. рис. 1.2)?
Ответ: 1) х = a, y=b, z— с, см. с. 114; 2) х= 0, у= b, z = c, см. с. 114.
Индицирование кристаллографических плоскостей рассмот
рим на примере простой кубической решетки (рис. 1.4, а). В
данном случае единица измерения вдоль осей — длина ребра куба а.

Рис. 1.4. Плоскости и направления в кристаллах:
а — нндицирование кристаллографических плоскостей; б — индицирование к ристал
лографических направлений
Для определения индексов кристаллографической плоскости
необходимо: установить координаты точек пересечения
плоскости с осями координат в единицах периодов решетки; взять
обратные значения этих величин; привести их к наименьшему
целому, кратному каждому из полученных чисел. Полученные
значения простых целых чисел (в круглых скобках), не имеющие
общего множителя, являются индексами Миллера плоскости.
Рассмотрим индексы Миллера плоскости, пересекающей оси
координат в точках х= Y/2a, у= 1а, 2= '/за (я—период
решетки, рис. 1.4, а). Обратные значения этих чисел 2, 1,3. Эти числа
являются простыми. Поэтому индексы этой плоскости будут
(213). Следует читать: два, один, три.
Индекс по оси показывает, на сколько равных частей
плоскость делит осевую единицу по данной координатной оси.
№ 6. Какие точки пересекают плоскость (211)?
Ответ: см. с. 114.
Плоскость, параллельная какой-либо координатной оси, имеет
по этой оси индекс нуль, так как 1/оо = 0. Так, например,
плоскость qmrn (рис. 1.4, а) имеет индексы (ПО).
Если плоскость пересекает ось в области отрицательных
значений координат, то соответствующий индекс будет
отрицательным и знак минус ставится над индексом.
Непараллельные плоскости, имеющие одинаковое атомное
строение, кристаллографически эквивалентны (например, (001),
(100) или (ПО) и (011) и т. д.).
Зная индексы (hkt) плоскости, можно подсчитать межплоскостное
расстояние d между плоскостями {hkl) данного семейства для кубических кристаллов
с периодом решетки а по формуле
*(»«>= ^tf + tf+f • (ID
Эта зависимость широко используется при рентгеноструктурном анализе
кристаллических тел, имеющих кубическую решетку.

Индицирование кристаллографических направлений
рассмотрим по рис. 1.4,6. Ориентация прямой определяется
координатами двух ее точек. При определении индексов направлений
необходимо, чтобы: одна точка направления совпадала с началом
координат (если прямая не проходит через начало координат,
то необходимо путем параллельного переноса совместить ее с
началом координат или перенести начало координат на прямую);
установить координаты любой другой точки, лежащей на данной
прямой, в единицах периода решетки; привести отношения этих
координат к отношению трех наименьших целых чисел.
Заключив полученные числа в квадратные скобки, получим индексы
кристаллографического направления.
Например, индексы направления оа (рис. 1.4,6) будут [111].
№ 7. Каковы индексы оси У (рис. 1.4,6)?
Ответ: 1) [100], см. с. 114; 2) (010), см. с. 114; 3) [010), см. с. 114.
Для получения индексов прямой, проходящей через точки /
и центр грани k (рис. 1.4,6), необходимо перенести линию Ik
параллельно самой себе так, чтобы она проходила через начало
координат, и определить новые координаты точки k по формулам
*=-1/2, j/=+l, z= 1/2.
Наименьшие целые числа без общего множителя будут —1,
2, 1. Знак минус у индекса 1 становится над индексом. Тогда
индексы направления Ik будут [121].
В кубической решетке индексы направления,
перпендикулярного плоскости {hkl), имеют те же индексы, т. е. [hkl]. Проверьте
это, упражняясь по рис. 1.4, а, 6.
После открытия лучей Рентгена, длина волны которых соизмерима с периодом
решеток, появилась возможность непосредственного исследования расположения
атомов в кристаллической решетке.
Как известно из курса физики, основой рентгеноструктурного анализа
является формула Вульфа — Брэгга, показывающая условия интерференции
отраженных рентгеновских лучей от атомов в параллельных
кристаллографических плоскостях кристалла. Лучи, отраженные от этих плоскостей, будут
усиливать друг друга при условии, когда разность пути Д для лучей равна целому
числу длин волн К:
Л = nl= 2ds\m\ (1.2)
где п — целое число; К — длина волны рентгеновских лучей; d — межплоскостное
расстояние; v — угол падения и отражения лучей.
Формула для расшифровки линий рентгенограмм, снятых с материалов с
кубической решеткой, получится из формул (1.1) и (1.2):
sinO = -A- -yjh'2 + k2 + /-.
По промерам рентгенограммы устанавливают sintf. Зн;ш длину волны X и
параметр решетки а, устанавливают индексы плоскости (hkl), от которой
получены соответствующие линии на рентгенограмме.
§ 1.3. ТИПЫ СВЯЗЕЙ МЕЖДУ ЧАСТИЦАМИ В ТВЕРДЫХ ТЕЛАХ
Для понимания свойств материалов и умения управлять ими
необходимо разобраться в том, какие силы удерживают частицы
вещества в твердых телах (кристаллах). Связь имеет электриче-

скую природу, но проявляется она в разных кристаллах
по-разному. Различают следующие основные типы связей: ионную,
ковалентную, полярную, металлическую. Соответственно имеется
четыре типа кристаллических решеток: ионные, атомные,
полярные и металлические.
Тип связи сильно влияет на механические свойства
материала. В первую очередь на то, как проявляет себя материал при
воздействии внешней нагрузки: будет ли он деформироваться
или в процессе роста нагрузки разрушится хрупко (без
предварительной деформации).
Кристаллы с ионной связью. Такие кристаллы (например,
NaCl) состоят из разноименно заряженных ионов (Na+, С1~),
которые образуются в результате перехода электронов от атомов
одного типа (Na) к атомам другого типа (С1). Расстояние между
центрами ионов в кристалле определяется уравновешиванием
сил притяжения между анионами и катионами и сил
отталкивания их электронных оболочек. Кристаллы с ионной связью
хрупки.
Кристаллы с ковалентным типом связи (атомные кристаллы).
Этот тип связи осуществляется обобществлением валентных
электронов соседних атомов. Типичным телом с такой связью
является алмаз, состоящий из атомов углерода с электронным
строением ls22s22p2. Связь между соседними атомами
осуществляется парами валентных электронов, находящихся на общей
для них связывающей орбите. Это создает в межатомном
пространстве резко выраженную локализацию электронов в
направлениях, являющихся кратчайшими для двух соседних атомов, —
образуются «электронные мостики». Электронная плотность в
межатомном пространстве вне «мостиков» очень мала. При
образовании ковалентной связи каждый атом достраивает свою
валентную оболочку до восьми электронов за
счет обобществления электронов ближайших
соседних атомов. На рис. 1.5, а показано
пространственное расположение атомов в
кристалле алмаза, а на рис. 1.5, б — схема обоб-
ществеления валентных электронов атомов
углерода в кристалле алмаза.
Так как ковалентная связь создается
взаимодействием валентных электронов,
кристаллы, атомы которых связаны такой
связью, называют иногда валентными.
Валентными являются также кристаллы
элементов V, VI и VII В-подгрупп (см.
рис. 1.1). Известный ученый Юм-Розери
показал, что координационное число К
валентных кристаллов элементов IV, V, VI,
VII В-подгрупп удовлетворяет правилу К =
= 8 — jV, где N — номер группы, где
расположен элемент.
Рис. 1.5. Схема
расположения атомов
углерода в
кристаллической решетке алмаза
(а) и обобществления
электронов при кова-
лентном типе связи (б)

Преимущественно ковалентная связь имеет место также между
разнородными атомами в таких химических соединениях, как
карбиды (РезС, SiC), нитриды (AIN), которые имеют большое
значение в технических сплавах. Прочность ковалентной
связи зависит от степени перекрытия орбит валентных
электронов (с увеличением перекрытия прочность связи повышается).
Поэтому свойства тел с ковалентным типом связи могут сильно
различаться. Характерными свойствами для тел с такой связью
являются малая плотность, высокая хрупкость, в ряде случаев
очень высокая твердость (алмаз, карбиды, нитриды).
Материалы с ковалентным типом связи находят широкое
применение: на базе их создаются полупроводниковые материалы,
соединения — карбиды, нитриды, которые являются важнейшими
упрочняющими фазами в высокопрочных металлических сплавах.
Ковалентный тип связи является весьма важным в полимерных
материалах.
Полярный тип связи. Молекулярные кристаллы.
Представителями тел с таким типом связи являются Н2, N2, СО2, Н20, СН4 в
закристаллизованном (твердом) состоянии.
Кристаллы этих тел состоят из молекул, между которыми
действуют слабые силы Ван-дер-Ваальса, природа которых
следующая.
1. Если молекулы вещества являются электрическими
диполями (НгО), то расположением их друг относительно друга так,
чтобы плюс одного диполя примыкал к минусу другого,
достигается минимум потенциальной энергии. Такой тип взаимодействия
называется ориентационным.
2. Неполярные в обособленном состоянии молекулы
некоторых веществ в конденсированном состоянии обладают высокой
поляризуемостью (концентрация электронов в атоме перестает
обладать сферической симметрией). Поэтому создается
возможность удерживания рядом расположенных молекул, как и в
первом случае. Такое взаимодействие называется индукционным
или поляризационным. Из технических материалов полярная
связь между макромолекулами наблюдается в полимерных
материалах.
Связь между частицами в макромолекулах в твердом
полимере ковалентная. Это вызывает резкое изменение свойств
полимерного материала вдоль и поперек направления макромолекул,
что должно учитываться при использовании этих материалов.
Представление о полярной связи имеет большое значение для
понимания таких явлений,' как коррозия металлов, разрушение
материала от действия поверхностно-активных веществ и др.
Металлический тип связи. При конденсации паров металла
в жидкое или твердое состояние его атомы сближаются
настолько, что электронные орбиты их внешних электронов
перекрываются, вследствие чего валентные электроны могут переходить
свободно от одного атома к другому наподобие атомов газа
(отсюда термины «электронное облако», '«электронный ^газ»).

Электроны в «облаке» обобществлены между всеми атомами
(ионами) кристалла. Между электронами и положительными
ионами возникают силы электростатического взаимодействия,
определяющие силу связи между атомами в кристалле.
Благодаря сферическому распределению заряда ионов металла
возникает возможность максимальной плотности упаковки их в
металлических кристаллах, образуются решетки г. ц. к., г. п. у. с
координационным числом /(=12 и т] = 4,74 (решетка о. ц. к.
с К = 8 и ц = 0,68 объясняется зонной теорией твердых тел).
Наличие незанятых энергетических уровней валентных
электронов в металлических кристаллах обусловливает их высокую
электро- и теплопроводность, высокую отражательную
способность световых лучей (металлический блеск).
Наличие «электронного газа» и сферической симметрии
заряда ионов обусловливает и такое важное свойство, как
пластичность металлов.
Прочность металлов в большинстве случаев высокая и
особенно высока у переходных металлов, что объясняется участием
в образовании связи не только s-электронов, но и части
электронов d-подуровня. Это сказывается в повышении модуля
упругости и температуры плавления. Особенно тугоплавкими
являются переходные металлы V, VI, VII А-подгрупп.
Понимание атомно-кристаллического строения материалов
позволяет осознать и особенности их свойств. Однако на
строение материала, как и его свойства, большое влияние оказывают
внешние факторы, прежде всего условия производства
материала, его обработка и условия эксплуатации тех деталей, которые
изготовлены из данного материала. В последующих главах
курса изучается эта зависимость.
Так как основное количество конструкционных материалов
получается в процессе кристаллизации из жидкого состояния,
то в первую очередь рассмотрим механизмы этого процесса.
Изучив материал об особенностях атомно-кристаллического
строения разных материалов, решите следующие задачи.
№ 8. Почему тела с ионной связью не проводят электрический ток?
Ответ: см. с.117.
№ 9. В чем причина хрупкости тел с ковалентным типом связи (алмаза)?
Ответ: см. с.114.
Jfc 10. Металлы обладают электропроводностью. Чем это можно объяснить?
Ответ: см. с. 118.
№ 11. Сравнивая ионный, ковалентный и металлический типы связей и
считая условно схему на рис. 1.2 кристаллической решеткой металла,
попытайтесь объяснить возможность пластической деформации металла (изменение
формы кристалла без его разрушения).
Ответ: см. с.114.

Глава 2
ОСНОВЫ ТЕОРИИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ МЕТАЛЛОВ
§ 2.1. ТЕРМОДИНАМИЧЕСКОЕ ОБОСНОВАНИЕ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ
ПРИ НАГРЕВЕ И ОХЛАЖДЕНИИ МЕТАЛЛА
Всем хорошо известно, что в зависимости от температуры
любое вещество (система) может быть в твердом, жидком или
в газообразном состоянии. Однако движущие силы, т. е. причина
и механизм перехода системы из одного состояния в другое,
долгое время оставались неизвестными. Так как при изложении
последующего материала часто приходится употреблять термин
«система», то приведем определение этого понятия.
В физической химии системой называют совокупность
индивидуальных веществ (химические элементы, независимые
химические соединения), между которыми или частями которых
обеспечена возможность обмена энергией, а также процессов
диффузии.
Вещества, которые образуют систему, называются
компонентами системы. Компоненты в системе присутствуют в разных
фазах.
Фазой называется однородная часть системы, отграниченная
от другой части системы поверхностью раздела, при переходе
через которую свойства изменяются скачком.
№ 12. Из скольких фаз состоит система вода — лед, когда наряду с
водой существует пять кусков льда разной формы и размеров?
Ответ: число фаз: 1) шесть, см. с. 118; 2) две, см. с. 118.
Долгое время считали, что переход системы из одного
фазового состояния в другое (кристаллизация) связан с тем, что
процесс превращения сопровождается выделением теплоты, т. е.
энергия системы в новом состоянии уменьшается. Для
объяснения причин химических реакций такое объяснение постулировал
Бертло, и поэтому энергетическая трактовка всевозможных
превращений получила название принципа Бертло.
Однако легко видеть, что этот принцип далеко не всегда может
объяснить причину явления. В частности, нельзя объяснить
эндотермические реакции, которые идут не с выделением, а с
поглощением теплоты. Также нельзя объяснить, почему идет
процесс расплавления вещества при нагреве, так как за счет
поглощения теплоты энергия системы в расплавленном состоянии
выше, чем в твердом (кристаллическом).
Так как многие явления лучше постигаются в сравнении, то
проведем аналогию с механикой. Например, тело, поднятое над
землей, обладает потенциальной энергией, определяемой
величиной гравитационного потенциала (высотой подъема тела над
землей). Предоставленное само себе, тело придет в движение и,
достигнув поверхности земли, остановится. Убыль
гравитационного потенциала (отнесенная к единице массы) равна работе
падения тела.

Рис. 2.1. Схема изобарного потенциала G
физико-химической системы в исходном (Л), в
конечном (В) и промежуточных состояниях в процессе
превращения
Подобный
потенциал, называемый
термодинамическим и
обозначаемый G,
действует при протекании всех
процессов, в частности
химических реакций.
Потенциал G убывает в
самопроизвольно
протекающих процессах на
величину AG, которая
соответствует
максимальной работе
процесса за вычетом работы
против внешнего
давления. По существу,
AG выражает
работоспособность системы.
Для изобарных
процессов потенциал G
называют изобарно-
изотермическим, или, для краткости, изобарным потенциалом.
(В литературе встречаются другие названия: свободная
энтальпия Z, свободная энергия при постоянном давлении Fy потенциал
Гиббса G)
№ 13. Продумав вышеизложенное, установите, какое из превращений,
характеризуемых приводимыми изменениями AG, может быть реализовано?
Ответ: превращение, когда: 1) AG>0, см. с. 115; 2) AG<0, см. с. 114.
На основе вышеизложенного можно сделать заключение, что
условием принципиальной возможности процесса является
неравенство AG<0. Индикатором невозможности процесса является
неравенство AG>0.
Очевидно, если процесс реализуется, то он происходит до тех
пор, пока система не достигнет равновесия: AG = 0.
На рис. 2.1 показаны значение изобарного потенциала для
системы из исходных веществ (G = А), предполагаемых
продуктов их взаимодействия (G = В) и значение G для системы в
промежуточных состояниях (исходные вещества + продукты
взаимодействия).
Если количество исходных веществ и продуктов
взаимодействия в системе при данных Я и Г будет отлично от количества
их в точке D (рис. 2.1), то в зависимости от того, каково
количество этих составляющих, будет происходить либо
взаимодействие исходных веществ (левее точки D), либо распад
продуктов превращения (правее точки D) до тех пор, пока
термодинамический потенциал не достигнет минимума, чему соответствует
равновесие в системе: не будет взаимодействия исходных
веществ и распада продуктов превращения.

Представленная на рис. 2.1 схема изменения потенциала G
системы весьма важна и поможет понять многие явления,
которые протекают в таких системах, как сплавы.
Важно подчеркнуть, что знак AG определяет только
возможность («—») или невозможность («+») превращения системы,
но по величине AG нельзя судить ни о скорости, ни о механизме,
т. е. о кинетике процесса, если превращение осуществляется.
Поэтому возможные процессы далеко не всегда реализуются, т. е.
здесь полностью подтверждается соответствующая концепция
диалектического материализма о категориях возможности и
действительности. Возможность будет реализована, если будут
созданы надлежащие условия.
Для решения практических задач важно рассчитать значение
AG реализуемого превращения, поэтому ниже приводится
математическое выражение зависимости термодинамического
потенциала (истинной меры стремления системы к превращению):
AG = А//-ГАЯ, (2.1)
где АН — изменение энтальпии (теплосодержания системы);
AS — изменение энтропии системы при превращении; Т —
абсолютная температура.
При изучении курса материаловедения основная задача
состоит в том, чтобы студенты понимали физический смысл
энтальпии Н и энтропии 5 системы. Только в этом случае можно понять
причины разных превращений в технических материалах при
дальнейшем изучении курса.
Изменение энтальпии АН показывает изменение внутренней
энергии системы от изменения энергии кристаллической решетки,
энергии всех видов движения частиц, составляющих систему,
энергии упругих искажений кристаллической решетки. В общем,
АН показывает изменение энергии системы при превращении
(тепловой эффект превращения).
Как отмечалось выше, AG показывает работоспособность
системы. Поэтому уравнение (2.1) отражает тот факт, что не вся
энергия системы может быть превращена в работу; часть его,
равная TAS, не используется. Эта связанная энергия
пропорциональна изменению энтропии А5 в процессе превращения;
коэффициент пропорциональности — абсолютная температура Т.
Механически запомнить уравнение (2.1) не проблема. Но
чтобы практически использовать его, нужно разобраться в том,
почему не вся энергия процесса любого превращения может быть
превращена в работу. Куда она девается?
Для объяснения этого явления представим себе систему в
виде баллона с нагретым газом. Частицы газа обладают
кинетической энергией.
№ 14. В такой баллон поместили турбину. Будут ли вращаться лопатки
турбина? Почему?
Ответ: 1) будут, так как частицы газа, ударяясь о лопатки, передадут им
свою энергию и турбина закрутится, см. с. 114; 2) не будут, так как частицы газа

хаотично бомбардируют лопатки со всех сторон примерно с одинаковой энергией
и направленного действия силы для превращения турбины не будет, см. с. 114.
Разобрав эту задачу, можно заключить, что часть энергии,
которую получила система при нагреве, была затрачена на
хаотичное движение частиц; это связанная энергия и работу
производить не может. Величину этой связанной энергии и
характеризует выражение TAS.
Для понимания физико-химических процессов, изучаемых в
данном курсе, целесообразно подойти к вопросу установления
физической сущности величин S и AS.
Состояние любого вещества (системы) можно
характеризовать двояко:
1) указать значения непосредственно измеряемых свойств,
например температуры, объема, плотности и др., —
характеристика макросостояния вещества (системы);
2) свойства каждой частицы вещества — ее положение в
пространстве, скорость и направление перемещения —
характеристика микросостояния системы.
Заданному макросостоянию отвечает колоссальное количество
микросостояний. В самом деле, при неизменной температуре
положение частиц и скорости их движения в результате
хаотичного перемещения претерпевают непрерывное изменение.
Число микросостояний, с помощью которых осуществляется
данное макросостояние вещества, называется вероятностью его
состояния W, т. е. является числом различных способов
реализации данного состояния вещества (системы).
Австралийским физиком Л. Больцманом была выведена
зависимость между энтропией S и вероятностью состояния
системы W:
S=-£-!nr, (2.2)
где R — универсальная газовая постоянная; jVa — число Аво-
гадро.
Чем более беспорядочно (хаотично) микросостояние системы,
тем больше способов достижения данного макросостояния
(больше значение W). Поэтому энтропию S можно
характеризовать и как показатель беспорядка в системе.
Последняя характеристика при изучении курса
материаловедения, когда нет возможности определить числовое значение
энтропии, рациональна, так как, зная особенности
расположения и движения частиц в разных фазах, есть возможность
судить о том, в каких условиях энтропия больше. Далее, зная, как
изменяется энергия Д# при фазовых превращениях, можно
судить о том, за счет каких изменений в системе произошло
данное фазовое превращение; это препятствует или содействует
превращению.
Из (2.2) следует, что при переходе системы из одного
состояния в другое изменение энтропии AS выражается зависимостью

AS = 5кои - Shcx = -£- In -J^- . (2.3)
№ 15. Как должны изменяться значения ЛЯ и Л5 при испарении
(сублимации) кристаллического тела?
Ответ: 1) ЛЯ увеличивается, AS>0, при этом 7'AS>A#, см. с. 114;
2) ЛЯ уменьшается, AS<0, см. с. 114.
Легко видеть, для различных состояний значение
энтропии возрастает в последовательности *ък рист *"«Ъжидк —►опар.
В случае эндотермических процессов (испарение, плавление),
несмотря на то что изменение энтальпии — положительная
величина, возможность превращения обусловлена ростом
энтропии (Д5>0) системы, причем значение TAS должно быть больше
значения ЛЯ, так как только в этом случае AG = Д// — TAS<iO.
Исходя из (2.1) можно видеть, что протеканию процесса особенно
способствуют условия, когда
ДЖО и AS>0.
Очевидно, система будет в равновесии (AG = 0), когда
энергетический член АН будет равен энтропийному члену TAS в
уравнении (2.1).
В изучаемом курсе важно, чтобы студент понял причины,
влияющие на значения ДЯ, 5 и AS, и используя зависимость
(2.1), мог разобраться в том, какие факторы оказывают
влияние на протекание процессов превращений в изучаемых системах.
§ 2.2. ПРАВИЛО ФАЗ ГИББСА И ЕГО ИСПОЛЬЗОВАНИЕ
ПРИ КОНТРОЛЕ УСЛОВИЙ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ
Правило фаз — это закон физической химии, выражающий
соотношение между числом фаз Ф, числом компонентов /С,
внешних переменных (температура, давление) и числом степеней
свободы С для равновесной системы. Для успешного
пользования этим правилом очень важно, чтобы студент однозначно
(и правильно) интерпретировал понятия, рассматриваемые ниже.
С понятиями «компонент», «фаза», «система» разбирались
ранее. Этот материал следует повторить.
№ 16. Система состоит из множества п кристаллов меди с различной
формой и размерами кристаллов. Как следует охарактеризовать эту систему?
Ответ: система: 1) гетерогенная, л-фазная, однокомпонентная, см. с. 115:
2) гомогенная, однокомпонентная, однофазная, см. с.И5.
Фазовое состояние системы определяется внешними
(температура, давление) и внутренними (концентрация компонентов в
фазах) факторами. Переход из одного фазового состояния в
другое сопровождается резким изменением внутреннего строения
и всех физических свойств системы. Фазовые превращения
сопровождаются либо полным нарушением кристаллической
решетки (плавление), либо ее образованием (кристаллизация), либо
перестройкой решетки (перекристаллизация). Все эти переходы

происходят с изменением энергии связи между частицами,
поэтому процессы перехода сопровождаются поглощением
(плавление) или выделением (кристаллизация, перекристаллизация
при охлаждении) соответствующего количества теплоты. Эта
теплота называется скрытой теплотой превращения.
Числом степеней свободы системы называется количество
факторов (концентрация, температура, давление), которые
можно произвольно изменять без изменения числа фаз системы.
Математическое выражение правила фаз имеет вид
С=К-Ф + /7,
где К — количество компонентов, образующих систему; Ф —
число фаз в системе; П — число внешних переменных (Т и Р),
влияющих на состояние системы.
Так как в обычных условиях имеющие место изменения
давления малы, то давление как фактор, влияющий на систему,
можно исключить и тогда Я=1 и математическое выражение
правила фаз примет вид
С=/(-Ф+1.
Правило фаз позволяет понять многие особенности фазовых
превращений, происходящих в реальных системах.
Вывод правила фаз станет более понятным, если для сравнения рассмотрим
математические системы — уравнения. Так, одно уравнение с одним неизвестным
имеет число степеней свободы, равное нулю, так как неизвестное в уравнении
произвольно изменять нельзя. Одно уравнение с двумя неизвестными имеет
одну степень свободы, так как одному из неизвестных можно дать любое
значение (значение другого при этом становится определенным при решении
уравнения). В общем число степеней свободы С определяется числом переменных Я,
входящих в систему, минус число уравнений У, описывающих систему, т. е.
С = Я — У. Для системы из К компонентов, которые сосуществуют в Ф фазах,
независимыми переменными являются составы фаз (концентрации в них
компонентов), температура и давление. Чтобы система находилась в равновесии,
химические потенциалы ц каждого компонента в каждой из Ф фаз должны быть
равны между собой. Из этого условия находим уравнения, которые в общем
виде запишутся следующим образом:
12 3 Ф
M-i = M-i = М-1 = - = Ц| ,
JA2 = М-2 = Ц2 = ... = М<2 ,
12 3 Ф
\*>к = Vk = Vk = ••• = м •
Верхний индекс определяет номер фазы, нижний — номер компонента системы.
Число уравнений У и количество независимых переменных Я для
рассматриваемой выше системы будет
У = (Ф- 1)/(, П=(К- \)Ф.
Выразив разность П — У через Ф и /(, получим С—К — Ф + 2.
№ 17. Используя правило фаз, установите, какой из приводимых ответов
правильно характеризует температурные условия кристаллизации чистого
вещества.
Ответ: кристаллизация должна происходить при: 1) Т = const, так как
С= 1—2+ 1 = 0, см. с. 118; 2) в интервале температур, так как С= 1 — 1 -f-
4-1 = 1, см. с. 115.

§ 2.3. МЕХАНИЗМ ПРОЦЕССА КРИСТАЛЛИЗАЦИИ
И ПЕРЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
На рис. 2.2 показаны изменения изобарного потенциала G
с изменением температуры для жидкой бж и твердой GT фаз.
Очевидно, процесс кристаллизации развивается, если
температура его ниже Ts, например Тк.
Разность между теоретической Ts и реальной температурой
кристаллизации Гк, при которой протекает кристаллизация,
называется степенью переохлаждения системы:
ДГ=Г5-ГК.
На величину переохлаждения оказывает влияние скорость
охлаждения, как это можно видеть на рис. 2.3, где приведены
термические кривые, характеризующие процесс кристаллизации
чистого металла при охлаждении с разными скоростями: v\<.V2<
<^з. Верхние участки кривых охлаждения показывают
понижение температуры жидкого металла; при температуре
горизонтальных участков происходит процесс кристаллизации.
Выделение скрытой теплоты кристаллизации QKp (уменьшение
энтальпии) компенсирует рассеивание теплоты в пространство Qp, и
температура при кристаллизации остается постоянной.
При кристаллизации с точки зрения температуры процесса следует учесть
протекание двух явлений. Если QKp<Qp, то система охлаждается и процесс
кристаллизации происходит при понижающейся температуре; это увеличивает
степень переохлаждения ДГ и AG, что содействует интенсификации процесса
кристаллизации и увеличению теплоты кристаллизации QKp. При QKp=Qp
кристаллизация происходит при установившейся температуре. Так как с
понижением температуры теплота кристаллизации QKp растет, то ускорение
кристаллизации при понижении температуры может привести к тому, что QKp>Qp, и
тогда дальнейшее протекание процесса приведет к повышению температуры,
которая тем больше приближается к значению Ts, чем больше масса
кристаллизующегося металла.
На условия
кристаллизации влияют факторы,
которые будут разобраны
дальше. Прежде всего отметим,
что в процессе
кристаллизации должно осуществляться
перемещение атомов, т. е.
диффузионные процессы.
Диффузия — этс
перемещение атомов, обусловлен-
ное их тепловым движением
в жидкой или в твердой
фазе, на расстояние, большее
периода решетки.
Элементарный акт
диффузии состоит в
скачкообразном перемещении атома
Рис. 2.2. Зависимость изобарного
потенциала металла в жидком вж и твердом
G1 состояниях в зависимости от
температуры

на расстояние, соизмеримое с периодом решетки. В однокомпо-
нентных системах имеет место самодиффузия — перемещение
атомов компонента.
Если система состоит из разнородных атомов, что
характерно для сплавов, то имеет место гетеродиффузия.
В этом наиболее общем случае движущая сила диффузии обусловлена
неоднородностью концентраций этих атомов (градиентом концентрации химиче-
ского потенциала —-т—, который чаще всего определяется градиентом концен-
трации разнородных атомов —:—J . В том случае, когда количество различных
атомов в микрообъеме не является постоянным, т.е. —:—Ф 0, тепловое
движение атомов приобретает вместо хаотичного направленный характер в сторону
выравнивания концентрации.
Если обозначить плотность диффузионного потока атомов через Л/, то
dc
М= — D ——, где D — коэффициент диффузии, определяющий скорость %вы-
равнивания концентрации. Он равен массе вещества, диффундирующей за 1 с
через площадку в 1 см2 при единичном градиенте концентрации (т.е. 1 см2/с).
В процессах диффузии коэффициент диффузии D имеет
важнейшее значение:
где Do — предэкспоненциональный множитель, значение которого
определяется типом кристаллической решетки металла, в котором
реализуется диффузионный процесс; Q — энергия активации
процесса, т. е. энергия, необходимая для того, чтобы осуществить
переход атома из одного положения в соседнее (от сотых долей
до нескольких электрон-
вольт) ; R — универсальная
газовая постоянная; Т —
абсолютная температура.
Механизм диффузии в
кристаллах рассматривается в
§ 2.5.
Механизм процесса
кристаллизации. Более 100 лет
назад Д. К. Чернов
высказал предположение, что
процесс кристаллизации
заключается в образовании
центров (зародышей)
кристаллизации и в их росте. Прежде
чем рассмотреть, как это
происходит, необходимо
разобрать, в чем
принципиальное различие в строении
жидкой и кристаллической
фаз. Установлено, что это
Рис. 2.3. Схемы кривых охлаждения
чистого металла в зависимости от скорости
охлаждения (гл<У2<Уз)

различие заключается в степени порядка в расположении частиц.
Размещение атомов в кристалле и в жидкости относительно
какого-то конкретного атома приведено на рис. 2.4, а, б. В
случае кристаллической укладки атомов (рис. 2.4, а) существует
порядок в их расположении как вблизи атома Л, так и вдали от
него. Поэтому говорят о наличии в кристалле как ближнего, так
и дальнего порядка упаковки. Для жидкой фазы (рис. 2.4, б)
вблизи атома А также наблюдается порядок (шесть атомов
своими центрами располагаются близко от окружности, проведенной
из центра атома А). С удалением от атома А порядок все
больше нарушается. Поэтому можно говорить о наличии у жидкости
ближнего и отсутствии дальнего порядка.
Чтобы понять механизм процесса кристаллизации, как и
других превращений, связанных с перемещением атомов, очень
продуктивно мысленно экспериментировать с использованием
категориального аппарата диалектической логики. Следует напомнить,
что категории диалектической логики не есть только приемы
мышления, а отражают при мышлении наиболее общие законы
Природы. Так как категориальный синтез при мышлении —
научная основа его, то необходимо использовать его не только
при изучении конкретного предмета, но и выработать умение
использовать эту методологию при мышлении вообще. Чтобы
показать плодотворность диалектического подхода при познании
процессов, происходящих в природе, разбор механизма
кристаллизации производят руководствуясь категориями диалектической
логики.
Как отмечалось, процесс кристаллизации состоит из
образования центров кристаллизации и роста этих центров. Тамман
изучал количественно зависимость этих параметров от степени
переохлаждения системы Д7\
На рис. 2.5 показана зависимость числа центров (Ч. Ц.) и
скорости роста кристаллов (С. Р.) от степени переохлаждения
А7\ Из рисунка видно, что центры кристаллизации образуются
Рис. 2.4. Схема расположения атомов в слое одноатомной толщины:
а — кристаллического; б — жидкого тела

только при температуре ниже
7Y Сопоставляя рис. 2.2 и 2.5,
можно заключить, что при
T>TS для системы характерно
наличие только жидкого
состояния (атомы располагаются
друг относительно друга,
создавая только ближний
порядок). При T<JS атомы
перестраиваются, создавая в
определенных участках
кристаллическое состояние, т. е. имеются
ближний и дальний порядки.
Термодинамика (см. рис. 2.2)
показывает необходимость
этого, так как Gt<G>k, но не
объясняет механизма процесса
образования центров
кристаллизации. Диалектическая логика позволяет устранить этот
недостаток, размышляя следующим образом. Как при T>TSy так и при
T<.TS атомы движутся. При T>TS большинство атомов
группируются в ближайшем порядке, но это не значит, что в отдельных
местах случайно не возникает также дальний порядок. Таким
образом, руководствуясь категориями «закономерность» и
«случайность», можно утверждать, что и в жидкой фазе при T>TS
имеются образования, подобные кристаллическим. При GM<.GT
эти образования неустойчивы, распадаются в одном месте и
возникают в других участках. Это подтверждает важнейшую
категорию диалектики о единстве противоположностей: жидкость по
строению является одновременно и жидкой, и кристаллической
(с преобладанием жидкого). При T>TS кристаллические
образования становятся устойчивыми и будут расти, если их рост будет
сопровождаться уменьшением термодинамического потенциала.
Чтобы судить об этом, нужно проанализировать баланс потенциала G при
образовании кристалла.
Если общее изменение изобарного потенциала AG при кристаллизации
складывается из двух составляющих AGV и AGS, то AG = Gv-\-AG5r где AGV —
уменьшение потенциала за счет образования твердой фазы объемом V, т. е.
AGv<0\ AGS — приращение потенциала из-за образования поверхности раздела
между твердой и жидкой фазами, в которой действует поверхностное
натяжение a, AGs>0. Если общая поверхность раздела фаз /\ то Gs=oF.
Из приведенных условий можно составить уравнение энергетического
баланса кристаллизующейся системы:

Из рис. 2.6 видна зависимость изобарного потенциала G от размера
кристалла при разных значениях AT. Каждой температуре соответствует критический
размер зародыша чк, рост которого термодинамически выгоден.
Из этой зависимости следует, что процесс кристаллизации должен
протекать тем интенсивней, чем больше степень переохлаждения (>Д(7) и меньше
коэффициент поверхностного натяжения о.
Рис. 2.5. Влияние степени
переохлаждения AT на число центров
кристаллизации (Ч. Ц.) и скорость роста крис-
талов (С. Р.)

На рис. 2.5 приведена
кривая зависимости числа
центров кристаллизации
(Ч. Ц.) от степени
переохлаждения Д7\
Пунктирная часть кривой Ч. Ц. при
кристаллизации металлов в
обычных условиях не
реализуется.
Рассмотрим теперь
другую часть механизма
процесса кристаллизации —рост
кристаллов. Рост кристаллов
осуществляется
образованием на гранях кристалла
двумерных зародышей (рис. 2.7,
а). Минимальный размер их
уменьшается с увеличением
степени переохлаждения. На
рис. 2.7, б показана схема процесса кристаллизации, когда на
грани кристалла имеется ступенька, на которой удерживаются
атомы из жидкости. Легко видеть, что при такой ступеньке
происходит спиралевидный
рост кристалла (рис.
2.7 в).
Кривая СР. (см.
рис. 2.5) имеет такую
же форму, как и
кривая Ч.Ц. Только
максимум кривой С. Р.
сдвинут к более
высоким значениям
степени переохлаждения Д7\
Для металлов
реализуется восходящая часть
кривой СР.
Многие неметаллические
материалы с крупными
частицами, молекулами (стекло,
полимеры, смолы) склонны к
очень большим
переохлаждениям. Они постепенно
теряют жидкотекучесть,
твердеют, не приобретая
кристаллического строения. Такие
тела называются аморфными.
Металлы можно также
получить в аморфном состоянии,
но для этого нужны очень
высокие степени
переохлаждения.
Рис. 2.7. Схема процесса роста кристалла:
а — модель роста совершенного кристалла, / —
двумерный зародыш на грани кристалла; б — модель
роста кристалла со ступенькой; в — спиралевидный
рост кристалла по модели В
Рис. 2.6. Зависимость изобарного
потенциала G системы от размера зародыша
твердой фазы при разных температурах:
ЛГ1<Д7,2<Д7,з<Д7,4

№ 18. В чем должно быть принципиальное
различие кривых охлаждения аморфного и
кристаллического тел?
Ответ: 1) в форме кривых охлаждения, см.
с. 115; 2) на кривой охлаждения аморфного
тела нет площадки, см. с.115.
Ускорение процесса
кристаллизации (рост Ч.Ц. и СР., см. рис. 2.5)
можно объяснить, рассуждая
формально-логически: чем больше Д7\ тем
менее термодинамически устойчиво
жидкое состояние и переход в
кристаллическое должен увеличиваться. Однако
объяснить замедление кристаллизации
вплоть до нуля при АГз (см. рис. 2.5)
можно только прибегая к
использованию категорий движения из
диалектической логики. В самом деле, как
образование центров кристаллизации,
так и их рост требуют перемещения
атомов (диффузии). Однако на подвижность атомов, как видно
из уравнения (2.4), очень сильно влияет температура.
На рис. 2.8 показано влияние изменения термодинамического
потенциала AG, скорости диффузии D на скорость процесса
кристаллизации v в зависимости от температуры Т.
Так, учет категорий (возможность и действительность)
позволяет объяснить разные результаты, которые получаются
при разных условиях охлаждения жидкой фазы.
№ 19. Полимерные материалы, которые состоят из крупных макромолекул,
обычно при охлаждении получаются в аморфном состоянии. Металлы в
процессе охлаждения, как правило, получают кристаллическое строение. Почему?
Ответ: см. с. 114.
В процессе кристаллизации формируется строение, а значит,
и свойства литых деталей. Поэтому инженер должен понимать,
что влияет на структуру и как управлять процессом структуро-
образования.
§ 2.4. ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ
НА ОБРАЗУЮЩУЮСЯ СТРУКТУРУ (ВЕЛИЧИНУ ЗЕРНА).
ПРАКТИЧЕСКИЕ СПОСОБЫ ПОЛУЧЕНИЯ МАТЕРИАЛОВ
С МЕЛКОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ
В начале курса уже говорилось о плодотворности мысленного
моделирования физических процессов. Используем этот метод и
для выявления механизма структурообразования при различных
степенях переохлаждения в процессе кристаллизации.
Случай 1. Кристаллизация идет при малой степени
переохлаждения ДГ| (см. рис. 2.5). Представим себе, что при этих
условиях Ч. Ц. составляет четыре кристалла в секунду.
Рис. 2.8. Изменение
термодинамического потенциала AG,
скорости процесса
кристаллизации V, скорости
диффузии D в зависимости от
температуры (степени
переохлаждения)

Рис. 2.9, 1 с отражает систему в первый момент наблюдения.
Через секунду эти кристаллы выросли в соответствии со
значением С. Р. при ATi и образовались новые четыре центра и т. д.,
как это видно из рисунка. Ко времени конца наблюдения (7 с)
кристаллизация закончилась (жидкой фазы больше нет). Из
рисунка видно, что сначала, когда кристаллов мало, они имели
правильную огранку. По мере увеличения числа кристаллов
(4...6 с) в процессе роста они сталкиваются друг с другом и
теряют правильную форму. Такие кристаллы называются
кристаллитами или зернами. Так как кристаллы случайным
образом ориентированы друг относительно друга, то, очевидно,
в местах стыка зерен (границы зерен) сильно искажена
кристаллическая решетка, о чем подробней речь пойдет далее.
Случай 2. Чтобы возникла ясная картина, как влияет
степень переохлаждения на качество структуры, проведите
моделирование процесса кристаллизации для условия ДГг,
используя для удобства миллиметровую бумагу. Пусть для
ДГг число центров кристаллизации (Ч. Ц.) равно 20.
Сформулируйте, в чем разница в протекании процесса и в его результате
по сравнению с экспериментом при A7V
По-видимому, кристаллизация закончилась раньше и
величина зерен при АТ2 стала меньше. Сопоставление разных
условий кристаллизации (ДГ2>ЛГ1) дает возможность сделать
вывод, что с увеличением степени переохлаждения величина
зерна уменьшается. Это очень важно, так как от величины
зерна сильно зависят механические свойства, о чем много
информации приводится в дальнейшем. Здесь отметим, что от величины
зерна сильно зависит хрупкость металла: чем крупнее зерно, тем
хрупче материал.
При проработке материала, связанного с кристаллизацией,
Удалось выяснить, откуда берутся центры кристаллизации и
что жидкое состояние нельзя абсолютизировать: в жидкости
есть и образования, подобные кристаллическим. После кристал-
Рис. 2.9. Моделирование процесса кристаллизации

лизации также возникло не только упорядоченное состояние—
расположение частиц около границ зерен неупорядоченное,
т.е. подобно жидкому (то же единство противоположностей).
Процессы, происходящие при охлаждении вещества из жидкого
состояния, подтверждают действенность таких категорий, как
количество и качество, и переход количества в новое качество.
В самом деле, при понижении температуры до Ts устойчивым'
состоянием является жидкое. Мера этой устойчивости —
температура TSi начиная с которой устойчивым становится
кристаллическое состояние: старое качество перешло в новое. Далее
проследим и такую категорию, как причина и следствие.
Причиной превращения является значение термодинамического
потенциала системы. Кристаллизация является следствием
уменьшения термодинамического потенциала при понижении
температуры. Здесь приведены рассуждения о категориальном аппарате
мышления, для того чтобы студент, изучая любой материал,
привыкал пользоваться этим аппаратом. Только в этом случае
происходит усвоение знаний на сознательном уровне и только
тогда они будут руководством в практической деятельности.
Способы получения мелкокристаллической структуры
металла. Постараемся теперь использовать приобретенные знания
для решения инженерной задачи, как практически в литейном
цехе можно производить отливки с мелкокристаллическим
строением. При решении этих задач необходимо использовать и те
знания, которые приобретены при изучении курса технология
конструкционных материалов (раздел «Литейное производство»).
№ 20. В литейном цехе изготовляют отливки и земляные формы (условие
\Т\% см. рис. 2.5). Механические свойства отливок из-за крупнозернистой
структуры невысокие. Как следует изменить технологию, чтобы улучшить структуру
и свойства отливок?
Ответ: I) увеличить степень переохлаждения при кристаллизации отливок,
см. с. 114; 2) использовать литье в кокиль, см. с. 115.
Как установили, мелкокристаллическую структуру отливок
можно получить при кокильном литье. Но не все отливки
технологичны для этого. Так, в отливках с большими внутренними
полостями при литье в кокиль из-за усадки могут возникнуть
трещины. Поэтому изыскивают другие пути, которые также
подсказывает диаграмма, показанная на рис. 2.5. Чтобы
сохранить податливую форму из формовочных смесей, необходимо
сохранить низкое значение температуры переохлаждения (A^i
на рис. 2.5). Ответ, как поступить в этом случае, дает анализ
процесса кристаллизации при степени переохлаждения ДГ2, когда
мелкокристаллическая структура образуется потому, что из-за
большого числа центров кристаллы не имеют возможности
вырасти до крупных размеров. В случае &Т2 эти центры
образуются самопроизвольно (спонтанно). Но подобный результат
будет в условиях малых степеней переохлаждения A^i (когда
спонтанно образовавшихся центров мало), если искусственно
ввести дополнительные центры (добавки). Этот процесс назы-

ис- 2.10. Схема строения металлического слитка:
с_~~~ пР°Дольное сечение; б — поперечное сечение; в — дендриты железа; г — строение
м*»т?Ка И3 алюминиевого сплава в зависимости от температуры нагрева расплавленного
талла (поперечное сечение)

вается модифицированием. При литье обычно модифицирующими
добавками являются порошки тугоплавких соединений (карбиды,
оксиды, которые, кристаллизуясь в первую очередь, становятся
дополнительными центрами кристаллизации основного металла).
Как известно, помимо литья, детали получают из проката,
из поковок исходной заготовки, для чего служат металлические
слитки. На рис. 2.10, а, б приведены сечения металлического
слита.
Как видно из рис. 2.10, а, б, слиток состоит из трех зон:
/ — мелкокристаллической корковой зоны; 2 — зоны столбчатых
кристаллов; 3 — внутренней зоны крупных равноосных
кристаллов. Образование этих зон можно объяснить, если учитывать
условия охлаждения жидкого металла, залитого в холодную
изложницу.
Кристаллизация корковой зоны / идет в условиях
максимального переохлаждения, когда скорость кристаллизации
определяется большим числом центров, благодаря чему образуется
мелкокристаллическая структура. Жидкий металл под корковой
зоной находится в условиях меньшего переохлаждения. Таким
образом, число центров кристаллизации меньше и процесс
кристаллизации реализуется главным образом за счет
интенсивного роста ограниченного числа кристаллов, которые имеют
возможность вырасти до больших размеров. Рост кристаллов в
зоне 2 имеет направленный характер — перпендикулярно стенкам
изложницы образуются древовидные кристаллы, которые
называются дендритами.
Так как теплоотвод от незакристаллизовавшегося металла
в середине слитка в разные стороны выравнивается, то в
центральной зоне образуются крупные дендриты с различной
(случайной) ориентацией.
Степень развития различных зон в слитке зависит от
состава, степени перегрева металла, размера и формы слитка,
скорости разливки. На рис. 2.10, г представлено строение слитков
из алюминия в зависимости от температуры перегрева металла.
Как видно из рис. 2.10,6, зоны столбчатых кристаллов в
процессе кристаллизации стыкуются. Такое явление носит
название транскристаллизации. Для малопластичных металлов,
а также для стали транскристаллизация — явление
нежелательное, так как при последующей прокатке (ковке) в зоне стыка
кристаллов могут образоваться трещины.
В верхней части слитка при кристаллизации образуется
усадочная раковина, которая подлежит отрезке и переплавке.
§ 2.5. ПЕРЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ В ТВЕРДОМ СОСТОЯНИИ.
ПОЛИМОРФНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ МЕТАЛЛОВ
Как видно из рис. 1.1, многие элементы имеют два и даже
три типа кристаллических решеток. Это объясняется тем, что у
этих элементов происходит перекристаллизация в твердом

состоянии, которая часто называется вторичной
кристаллизацией.
Наличие разного кристаллического строения веществ при
различных температурах называется полиморфизмом. Различные
кристаллические модификации обозначаются малыми буквами
греческого алфавита а, р, у и т. д., которые в виде индекса
добавляют к символу, обозначающему элемент (например, Fea,
FeY, Tia, Tip и др.).
Перекристаллизация в твердом состоянии объясняется тем,
что начиная с определенной температуры (температура
перекристаллизации) изобарный потенциал GH нового типа
кристаллической решетки становится меньше такового для старой
решетки GCi т. е. GH<GC. Кривые изменения изобарных
потенциалов G различных кристаллических модификаций а и р в
зависимости от температуры аналогичны кривым G* и GT
(см. рис. 2.2) при кристаллизации жидкости.
Процесс перекристаллизации при полиморфном превращении
определяется теми же закономерностями, что и
кристаллизация жидкой фазы. Это значит, что в старой кристаллической
фазе возникают центры Ч. Ц. новой фазы, которые растут с
определенной скоростью С. Р.
Значения Ч. Ц. и С. Р. также зависят от степени
переохлаждения, как и в случае кристаллизации жидкости (см. рис. 2.5).
Однако существенной особенностью перекристаллизации
металлов является то, что этот процесс протекает как при малых,
так и больших переохлаждениях, т. е. кривые, характеризующие
зависимости Ч. l\.~f(№) и С. Р. = /(ДГ), могут быть
представлены в полном виде (см. рис. 2.5).
Замедление процесса перекресталлизации при высоких
степенях переохлаждения обусловлено низкой скоростью процессов
самодиффузии атомов, что необходимо для роста кристаллов
новой фазы. Поэтому иногда можно создать такие условия, при
которых перекристаллизация не протекает, а при низкой
температуре будет зафиксировано термодинамически неустойчивое
высокотемпературное или промежуточное состояние.
Если в разных модификациях сохраняется характер связи,
то полиморфное превращение сопровождается изменением
атомных радиусов, что в значительной степени компенсирует
объемные изменения, связанные с изменением координационного
<мсла решетки при превращении. В случае изменения типа
связи при превращении имеет место значительное изменение
объема. Например, при превращении Sna*=*Snp происходит
изменение объема на 25%, вследствие чего материал при
превращении от больших внутренних напряжений разрушается
(«оловянная чума»).
На скорость перекристаллизации сплавов большое влияние
оказывает диффузия разнородных атомов, образующих сплав.
Обычно зародыши новой фазы образуются на границах зерен
старой фазы. При росте новых кристаллов известное время

сохраняется связь между старой и новой решетками по
плоскости, где атомы в обеих решетках являются общими. Такая
связь называется когерентной.
Явление полиморфизма в металлах имеет большое
практическое значение. Достаточно отметить, что только благодаря
полиморфизму железа имеется возможность широкого изменения
свойств сплавов на основе железа (сталей) посредством
термической обработки (закалки, отжига).
№21. Титан имеет полиморфное превращение Tip-*-Tia при 882,5 °С.
Считая, что кривые Ч. Ц. и С. Р. на рис. 2.5 соответствуют охлаждению титана
Tip начиная от 882,5 °С, подумайте, какая структура титана образуется при
степенях переохлаждения ЛГ|, AT2. ATз.
Ответ: 1) при АТ\ — крупнозернистый Tia; при АТ2 — мелкозернистый Tia;
при ДГ3 — очень мелкозернистый Tia, см. с. 115; 2) при АТ\ — крупнозернистый
Tiu, при АТ2 — мелкозернистый Tia, при ДГз — переохлажденный Tip, см. с. 115.
После разбора механизма кристаллизации и
перекристаллизации становится понятно, что свойства поликристаллического
материала должны резко отличаться от свойств монокристаллов,
Для которых характерно явление анизотропии. Если вырезать
образцы для механических испытаний из разных частей слитка,
которые по-разному ориентированы относительно оси слитка, то
в среднем свойства образцов будут одинаковы, так как, несмотря
на анизотропию каждого кристаллита в образцах, они
по-разному ориентированы друг относительно друга и их анизотропия не
скажется на свойствах поликристаллических образцов. Это
явление называется квазиизотропией (ложной изотропией).
Естественно, что свойства образцов из корковой части слитка
будут сильно отличаться от свойств образцов из средней части
слитка в силу разной структуры в этих участках.
§ 2.6. ДЕФЕКТЫ В РЕАЛЬНОМ СТРОЕНИИ
ЗАКРИСТАЛЛИЗОВАВШЕГОСЯ МЕТАЛЛА,
ИХ ВЛИЯНИЕ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
Из рассмотрения процесса кристаллизации можно заключить,
что строение металла в закристаллизованном состоянии должно
существенно отличаться от строения идеальных кристаллов,
атомы в которых занимают строго определенные места в
кристаллической решетке.
Для закристаллизовавшегося металла характерно наличие
значительного количества дефектов строения, что весьма
существенно отражается на его свойствах. Для лучшего понимания
этого важного вопроса рационально рассмотреть классификацию
важнейших видов дефектов строения поликристаллического
металла. Обычно классифицируют дефекты по разномерному
признаку. По убыванию такими дефектами являются объемные,
поверхностные, линейные и точечные.
Объемные дефекты имеют значительную протяженность во
всех направлениях. Примерами таких дефектов являются уса-

дочные, газовые раковины, трещины, образовавшиеся на
различных этапах технологического процесса производства слитков,
отливок или при дальнейшей обработке этих полуфабрикатов.
Разупрочняющая роль таких дефектов очевидна.
Поверхностные дефекты. Значительное нарушение порядка
расположения атомов наблюдается в местах стыка сросшихся
при кристаллизации зерен. Граница между зернами
представляет собой тонкую (5... 10 атомных диаметров) по сравнению
с размером зерна поверхностную зону с максимальным
нарушением порядка в расположении атомов (рис. 2.11, а). Такие
дефекты классифицируют как поверхностные или двумерные.
Нарушение поря'дка в пограничных зонах зерен обычно
усугубляется скоплением в этих участках различного рода
посторонних включений (шлаковые включения и др.). Однако и внутри
зерна никогда не наблюдается идеальное строение
кристаллической решетки. Установлено, что каждое зерно состоит из
отдельных элементов — блоков, размер которых колеблется в
пределах 1(Г~3...10~5 см. Отдельные блоки повернуты друг
относительно друга на углы порядка нескольких минут
(рис. 2.11,6). Более крупные образования из нескольких блоков
образуют так называемые субзерна (фрагменты).
Точечные дефекты. При кристаллизации отдельные узлы
решетки могут быть не заняты атомами или отдельные атомы
могут оказаться в междоузлиях. Эти дефекты называются
соответственно вакансиями и дислоцированными атомами.
Решетка около таких дефектов на расстоянии одного-двух
периодов оказывается в упругодеформированного состоянии.
Такие дефекты ввиду малых размеров называются точечными.
Схема строения решетки при наличии точечных дефектов
представлена на рис. 2.11, а.
Рис. 2.11. Схема дефектов в кристаллическом строении металлов:
а — классификация дефектов в реальном металле; б — схема блочного строения
зерен металла (стрелками показаны схемы диффузии атомов внутри зерна и по
границам зерен)

Точечные дефекты вызываются также инородными атомами,
количество которых даже в технически чистых металлах весьма
велико. Особенно много таких атомов в сплавах.
Образование точечных дефектов происходит в результате
диффузии, что связано с расходом энергии (так, в решетке
г. ц. к. меди на образование вакансий требуется энергия около
1 эВ, а для размещения междоузельного атома — от 2,5 до
3,5 эВ).
Концентрация вакансий и междоузельных атомов резко повышается с
повышением температуры: так, для меди концентрация вакансий с повышением
температуры от 310 до 1100 °С возрастает в 10м раз. Установлено, что при
1000 °С концентрация вакансий в меди на 39 порядков больше числа междо-
узельных атомов.
Точечные дефекты (вакансии и дислоцированные атомы) не
закреплены в определенных объемах зерна. Они непрерывно
перемещаются в результате процессов диффузии.
Прежде чем рассматривать механизм диффузии в кристаллах,
необходимо определить сущность такого понятия, как
флуктуация. В широком смысле флуктуация есть беспорядочное
отклонение случайных величин в обе стороны от их среднего значения.
Наличие флуктуации в физических явлениях обусловлено двумя
основными факторами: прерывистостью материи (атомной
структурой вещества) и тепловым движением частиц. Средняя
тепловая энергия колеблющихся атомов в зависимости от температуры
составляет 0,025...0,2 эВ. Для того чтобы диффузия стала
возможной, нужна флуктуация энергии отдельных атомов.
Величина флуктуации энергии атомов £ф должна быть больше
энергии активации диффузии Q (из формулы для определения
коэффициента диффузии Ь = О0е~^/(/?Г), где Q — энергия
активации, т. е. энергия, необходимая для того, чтобы осуществить
переход атома из одного положения в кристаллической решетке
в соседнее).
№ 22. Опираясь на чисто логические соображения, подумайте, возможны ли
процессы диффузии при отрицательных температурах?
Ответ: 1) возможны, см. с. 115; 2) невозможны, см. с. 115.
Так, атом D (рис. 2.11, а) на поверхности кристалла может
испариться из решетки, оставляя вакансию. Через некоторое
время на место атома D переходит атом 1 из более глубокого
слоя. На место атома 1 приходит атом 2 и т. д., благодаря чему
вакансия диффундирует внутри кристалла. Кристалл как бы
растворяет пустоту. Источниками вакансий являются свободные
поверхности кристалла: границы зерен, трещины и поры внутри
кристалла. Эти же места являются местами стока вакансий, если
количество вакансий в кристалле оказывается больше их
равновесной концентрации.
Так же могут перемещаться инородные атомы; при этом
протекает процесс гетеродиффузии.
Гетеродиффузия бывает разных видов:

; 1) Когда чужеродные атомы переходят из одного узла
решетки в другой узел. Для этого требуется удаление из узла решетки
атома основного металла. Такой процесс требует значительной
энергии.
2) Значительно легче диффундируют (мигрируют) атомы с
малыми размерами, которые помещаются в порах решетки.
Особенно облегчена гетеродиффузия в решетке типа о.ц.к.,
имеющей много тесно расположенных пустот.
3) По причине сильного искажения решетки по границам
зерен диффузия в этих участках (пограничная диффузия)
протекает особенно легко (рис. 2.11, а, переход 1'-+-2'-*6').
Вакансии и междоузельные атомы аннигилируют при встрече
(взаимно уничтожаются). Однако такая рекомбинация дефектов
Происходит редко из-за малой концентрации междоузельных
атомов.
У При встрече вакансий может происходить их скопление,
а. также перерождение их в другие виды дефектов — в суб-
уйикроскопические трещины и линейные дефекты (дислокации).
Сток вакансий к существующим трещинам и порам приводит
к увеличению размеров последних. В этом случае, очевидно,
Имеет место значительное разупрочнение металла, т. е. точечные
дефекты оказывают существенное влияние на прочность
металлов.
' Линейные дефекты — дислокации. Вопросы прочности и
пластичности металлов и многие другие проблемы металловедения
находят свое объяснение при использовании теорий дислокаций.
Априорное представление о дислокациях вперые было
использовано в 1934 г. Орованом, Поляни и Тэйлером для объяснения
процессов пластической деформации кристаллических
материалов.
Реально дислокации в кристаллах были установлены
значительно позднее.
Дислокации могут образоваться при кристаллизации.
Представьте себе, что в процессе роста двух кристаллов М и N
(рис. 2.12,6) навстречу друг другу в момент их сращивания у
одного из них оказалась плоскость АХ, которая не получила
развития через весь кристалл. В результате образуется новый
единый кристалл с не полностью заполненной атомной
плоскостью. Такую неполную атомную плоскость называют экстра-
плоскостью. Наибольшие искажения в расположениях атомов в
кристалле имеют место вблизи нижнего края экстраплоскости.
Эти искажения влево и вправо от края экстраплоскости малы
(Простираются на несколько периодов решетки); вдоль края
экстраплоскости эти искажения простираются через весь
кристалл и в зависимости от размера кристалла могут быть очень
велики (тысячи периодов решетки). Поэтому по размерным
признакам край экстраплоскости создает линейный дефект
кристаллической решетки, который называется дислокацией.
Данном случае дислокация образована краем экстраплоскости

и поэтому называется краевой дислокацией. Если
экстраплоскость находится в верхней части кристалла, то краевую
дислокацию считают положительной и обозначают знаком _L,
а если в нижней части кристалла, то дислокация отрицательная
и обозначается знаком Т. На рис. 2.7, в был показан рост
спиралевидного кристалла, который можно представить себе как бы
закручиванием атомной плоскости по винтовой линии около
линии АВ. Очевидно, расположение атомов вблизи этой линии
искажено. Такие искажения называют винтовой дислокацией
(рис. 2.12, в).
Помимо отмеченных механизмов образования дислокаций
имеется множество других. Например, при срастании блоков с
малым углом разориентировки поверхности их стыка образуют
краевые дислокации (см. рис. 2.11,6).
Как отмечалось, в кристаллах всегда имеются вакансии
(см. рис. 2.11, а). Двигаясь внутри кристалла, вакансии могут
концентрироваться, образуя в кристаллографических плоскостях
полости в форме дисков. Если такие диски достаточно велики,
энергетически выгодно «захлопывание» их с образованием по
краю диска краевой дислокации.
§ 2.7. СТРОЕНИЕ ДИСЛОКАЦИИ.
ВЕКТОР БЮРГЕРСА И ЭНЕРГИЯ ДИСЛОКАЦИИ
Большинство дислокаций образуется путем сдвигового
механизма. Краевая дислокация образуется, если осуществить
пластической деформацией сдвиг верхней части кристалла
относительно нижней на один период решетки, что представлено
на рис. 2.12, а. Поперечный разрез кристалла с представлением
кристаллографических плоскостей после сдвига приведен на
рис. 2.12,6. Видно, что сдвиг создал экстраплоскость и краевую
дислокацию, т. е. результат подобен разобранному механизму
образования краевой дислокации при кристаллизации. Если
дислокация образовалась в процессе сдвига, то ей можно дать
следующую интерпретацию. Дислокация является линейным
дефектом, который образует внутри кристалла границу зоны
сдвига; так, на рис. 2.12, а сдвиг произошел до линии АВ.
Рис. 2.12. Дислокации в кристаллах: образование краевой дислокации
АВ при сдвиге (а)\ экстраплоскость KL (б)\ винтовая дислокация (в)

На рис. 2.12, в представлен сдвиговый механизм образования винтовой
дислокации, когда произошел сдвиг правой части кристалла в плоскости ABCD
вдоль линии ВС вниз на одно межатомное расстояние. Легко видеть, что
величина смещения горизонтальной плоскости правой части кристалла в плоскости
ABCD по направлению от А к В уменьшается от периода решетки на
поверхности кристалла до нуля внутри кристалла. В результате такого сдвига
плоскости несколько изогнутся и край каждой из них сомкнётся с краем ближайшей
соседней плоскости. Можно представить, что весь кристалл как бы образован
единой атомной плоскостью, закрученной в виде геликоида (винтовой лестницы
без ступенек).
Если переход от верхних горизонтов кристалла к нижним
достигается поворотом ступеньки АВ по часовой стрелке, то
имеем винтовую дислокацию правого вращения. Если
достижение этого же результата осуществляется вращением ступеньки
дротив часовой стрелки, то имеем дислокацию левого вращения.
Контур и вектор Бюргерса дислокации. Для того чтобы лучше
разобраться в дислокациях как особых видах дефектов
кристаллической решетки, удобно воспользоваться понятием о контуре
Бюргерса. Контуром Бюргерса называется произвольный контур
в кристалле, который проходит от атома к атому так, что внутри
этого контура оказывается дислокация. На рис. 2.13, а вокруг
краевой дислокации в последовательности a-+k-+c-+g-+a
построен такой замкнутый контур. На рис. 2.13, б точно такой же
контур построен в идеальном кристалле, не имеющем
дислокации. При переходе a-+k-+c-+g-+a оказалось, что в идеальном
кристалле контур Бюргерса на величину отрезка b не сомкнулся.
Вектор 6, необходимый для того, чтобы замкнуть контур
Бюргерса в идеальном кристалле, называется вектором Бюргерса
дислокации.
Вектор Бюргерса винтовой дислокации b (рис. 2.12, в) равен
Периоду решетки в направлении AD.
Доказано, что контур Бюргерса, как бы он ни был проведен
В кристалле, содержащем дислокацию (при условии, что
дислокация окажется внутри контура), при переносе в кристалл, не
содержащий дислокации, будет там либо разомкнут, либо
перезамкнут.
Так как при построении контура Бюргерса движение
происходит от атома к атому, то вектор Бюргерса представляет собой
расстояние между двумя узлами атомной решетки, т. е. вектор
Бюргерса является вектором трансляции решетки.
Важно понять физическую
сущность вектора Бюргерса.
Для этого установим причину,
почему контур Бюргерса,
замкнутый в кристалле с краевой
дислокацией, оказался не
замкнут в идеальном кристалле
(рис. 2.13, б). Очевидно,
причина этого — появление в
верхней части кристалла экстра-
Рис. 2.13. Контур и вектор Бюргерса
краевой дислокации

плоскости, которая не проходит через весь кристалл, поэтому
верхняя часть кристалла имеет большую ширину, чем нижняя.
Отсюда и вектор Бюргерса должен быть равен расстоянию
между плоскостями решетки, параллельными экстраплоскости,
создавшей дислокацию.
Из рис. 2.12 и 2.13 следует, что по вектору Бюргерса
определяют степень искажения дислокации решетки, а также
направление сдвига, в результате которого образовалась дислокация.
Принципиальное различие векторов Бюргерса краевой и
винтовой дислокации в том, что вектор Бюргерса краевой
дислокации перпендикулярен, а винтовой дислокации — параллелен
линии дислокации.
На основе данных о краевых и винтовых дислокациях, их
векторах Бюргерса можно дать этим дислокациям и такое
определение: краевой дислокацией называется дислокация, вектор
Бюргерса которой перпендикулярен линии дислокации, а
винтовой дислокацией называется дислокация, вектор Бюргерса
которой параллелен линии дислокации.
Легко видеть, что вектор Бюргерса определяет направление
движения дислокации под действием сдвигового напряжения.
Из рис. 2.12,0 видно, что краевая дислокация при действии
напряжения т движется в направлении действующего
напряжения, а винтовая дислокация при действии напряжения т
движется перпендикулярно действующему напряжению.
Помимо краевых и винтовых дислокаций существуют
смешанные дислокации, которые состоят из краевых и винтовых
составляющих. '
Вектор Бюргерса дислокации является важной
количественной характеристикой дислокации. Он определяет характер
искаженности кристаллической решетки: величину сдвига,
связанного с перемещением дислокации, энергию дислокации, а
также силу, действующую на дислокацию.
Наличие дислокаций приводит к упругому искажению
кристаллической решетки и повышению ее энергии. Энергию
дислокации определяют по формуле
£д=а062/, (2.5)
где а=0,5...10; G — модуль сдвига; Ь — вектор Бюргерса;
/ — длина дислокации.
Сила f, действующая на единицу длины дислокации, равна
произведению вектора Бюргерса b на касательное напряжение
в плоскости сдвига:
В случае искривления дислокации напряжение т, необходимое
для искривления, можно рассчитать по формуле
(xGb

где ос — коэффициент; G — модуль сдвига; b — вектор Бюргерса;
г — радиус искривления.
Поведение металла под нагрузкой сильно зависит от
плотности дислокации р, которой называют суммарную длину
дислокации 2/, приходящуюся на единицу объема, т. е.
p~2//V (см"2).
При. внешнем воздействии на металл дислокации
взаимодействуют между собой. Ниже рассматриваются простейшие
результаты этого взаимодействия.
1. Краевые дислокации разных знаков в одной плоскости
скольжения будут притягиваться, так как сближение их
уменьшает искажения кристаллической решетки. Когда верхняя и
нижняя экстраплоскости совпадут, дислокации взаимно
уничтожатся — аннигилируют.
2. Краевые дислокации одинаковых знаков в одной плоскости
скольжения отталкиваются и будут располагаться вдали друг
от друга.
3. Краевые дислокации разных знаков в смежных плоскостях
скольжения будут притягиваться.
4. Дислокации одного знака группируются в «стенки»
(см. рис. 4.2,6). Такие стенки образуют-малоугловые границы,
которые делят кристалл на более мелкие части. Этот процесс
называется полигонизацией. Внутри полигонов почти не остается
дислокаций.
Пересечение дислокаций. В процессе пластической
деформации дислокации, расположенные в разных плоскостях,
пересекаются друг с другом. Систему дислокаций, пронизывающих
плоскость скольжения, называют «лесом» дислокаций. В
результате пересечений дислокаций на них образуются пороги, которые
в большинстве случаев затрудняют движение дислокации. Поэтому
деформирующая сила по мере развития деформации должна
увеличиваться.
ЛЬ 23. Как изменяется энергия кристалла при возрастании количества
(плотности) дислокации?
Ответ: энергия: 1) возрастает, см. с. 115; 2) убывает, см. с. 115.
Приведенные элементарные сведения о дислокациях
позволяют понимать поведение металла под нагрузкой: механизм
пластической деформации и разрушения.
Методы изучения кристаллического строения металлов.
Рассмотрим основные методы изучения кристаллического
строения металлов в масштабах зерен и их комплексов. Размеры
зерен в поликристаллических телах могут колебаться в
пределах 10~~4...10~| см. Поэтому в ряде случаев оценку
кристаллического строения можно дать на основе рассмотрения
невооруженным глазом или при малых увеличениях. Такой метод
исследования называется макроструктурным анализом.
Макроанализ весьма широко применяется для установления: крупных
дефектов в строении металла; формы и размера зерна крупно-

кристаллических материалов; неоднородности химического
состава по сечению детали; расположения волокон, вызванного
соответствующими технологическими процессами.
Весьма ценным является макроанализ поверхностей
разрушения деталей, который позволяет зачастую установить причины,
вызвавшие разрушение.
Часто макроанализ не требует дополнительной подготовки
поверхности исследования. В ряде случаев проводится
относительно грубая шлифовка поверхности изучаемого объекта с
соответствующей обработкой поверхности химическими
реактивами (травлением). Макроанализ сравнительно прост и поэтому
широко используется на практике.
Для изучения, микроструктуры (взаимного расположения
зерен и их размеров) мелкокристаллических тел применяется
микроструктурный анализ с использованием оптических или
электронных микроскопов.> Полезное увеличение оптических
микроскопов до 1500 раз. Применение электронных микроскопов,
в которых используются электронные лучи с очень малой длиной
волны, позволяют достигать максимального увеличения до
200 000 раз. Чаще электронные микроскопы работают в
диапазоне увеличения до 5-10 ..,5-104 раз.
Имеются электронные микроскопы, дающие увеличение до
500 тыс. раз.
Для микроанализа помимо соответствующего оборудования
необходимо приготовить из исследуемого материала
микрошлифы. Для электронного микроскопа это весьма сложная операция.
В заводской практике обычно ограничиваются изучением
микроструктуры материалов оптическими микроскопами при
увеличениях 100... 1000 раз.
Помимо макро- и микростру^урного анализе в практике
научных исследований структуры применяют и другие методы,
например радиографию, которая позволяет изучить характер
распределения элементов по различным фазам и структурным
составляющим сплава, а также фазовый рентгеновский и
химический анализ. Часто применяется рентгеноструктурный анализ,
принципы которого рассмотрены в § 2.2.
Jft 24. Могут ли дислокации перемещаться внутри кристалла без действия
внешней нагрузки? Изменяется ли количество дефектов в материале со
временем? Могут ли в течение времени одни дефекты превращаться в другие? Какие
явления содействуют перекомбинации дефектов?
Ответ: см. с. 116.

Глава 3
ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ МЕТАЛЛОВ
$ 3.1. НАПРЯЖЕНИЯ, ВОЗНИКАЮЩИЕ В МЕТАЛЛЕ
ПРИ НАГРУЖЕНИИ.
УПРУГАЯ И ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИИ
При действии на деталь внешней силы в материале детали
возникают напряжения. Под напряжением понимают силу,
действующую на единицу площади сечения детали.
На рис. 3.1 приведена схема, когда на образец (деталь)
действует растягивающая сила Р, которая вызывает напряжение р.
Это напряжение можно разложить на нормальную а
(перпендикулярно сечению АВ) и касательную т (в сечении АВ)
составляющие.
Рост нормальных и касательных напряжений приводит к
разным последствиям. Рост нормальных напряжений приводит к
хрупкому разрушению. Пластическую деформацию вызывают
касательные напряжения.
В любых условиях нагружения в материале действуют
нормальные и касательные напряжения. Различаются их
относительные значения, о чем подробно излагается в гл. 5.
Прежде чем изучать сущность процессов, происходящих при
деформации металла, необходимо ознакомиться, как деформация
проявляется. Это наиболее ясно видно из диаграммы деформации
(рис. 3.2), которая показывает, как изменяется деформация е
по мере роста действующего напряжения о. (Имеются
материалы, диаграмма деформации которых отлична от приведенной, но
принципиальная сущность процессов, происходящих при
деформации металлов, во всех случаях одинакова.)
На диаграмме можно выделить два участка: участок ОА и
участок АВ. Участок ОА показывает пропорциональную
зависимость деформации от напряжения. Предельное напряжение, при
котором сохраняется такая зависимость, называется пределом
пропорциональности и обозначается аПц. На участке АВ
пропорциональность деформации от напряжений нарушена.
Деформация заканчивается в точке 5, в которой происходит разрушение
материала. Наибольшее напряжение, которое выдержал
материал при нагружении, называется пределом прочности и
обозначается ав.
Явно выраженное отличие зависимости деформации от
напряжения на участках ОА и АВ заставляет предположить, что
механизм деформации, соответствующий этим участкам, разный.
Это отличие выражается в следующем. Если устранить
действующую на образец силу, которая вызывала напряжение
а<апц, то остаточной деформации у образца не обнаруживается:
она исчезает вместе с устранением действующей силы. Такую
деформацию называют упругой деформацией.

Зависимость между упругой деформацией е и напряжением о
выражается законом Гука
а = £е,
где Е — коэффициент (£ = tga), называемый модулем упругости.
Упругая деформация происходит за счет изменения
межатомных расстояний в кристаллической решетке. Она устраняется
после снятия нагрузки благодаря силам взаимодействия между
атомами.
Важнейшей характеристикой упругих свойств металлов
является модуль упругости. По физической природе величина модуля
упругости может рассматриваться как мера прочности связей
между атомами в твердом теле. Это подтверждается наличием
связи между температурой плавления и величиной модуля
упругости: чем выше температура плавления, тем выше модуль
упругости материала. Более высокие значения модуля упругости
имеют переходные металлы (см. рис. 1.1), что объясняется
участием в создании связей между атомами электронов s- и d-подуровней.
Модуль упругости кристаллических тел является
анизотропной величиной и зависит от расстояния между атомами в
соответствующих направлениях кристаллической решетки. Так,
для железа в направлении [100] £«= 132 000 МПа, в
направлении [111]£ав 271 000 МПа. Для поликристаллического металла
свойства являются усредненными свойствами монокристаллов
(для поликристаллического железа £ = 217 000 МПа).
Так как силы связей между атомами не зависят от формы и
размера кристаллов в поликристаллическом теле, то модуль
упругости является структурно-нечувствительной величиной.
Совсем другой результат будет, если убрать действующую
силу, вызвавшую в материале напряжение ai>anu (рис. 3.2):
Рис. 3.2. Диаграмма
зависимости деформации г металла от
действующего напряжения о
Рис. 3.1. Возникновение
нормальных и
касательных напряжений в
металле при его нагружении

образец изменил свои размеры; величина этих изменений
(остаточная пластическая деформация) соответствует отрезку ОА.
Механизм пластической деформации существенно отличается от
упругой деформации.
Дислокационный механизм пластической деформации.
Пластическая деформация может происходить в результате
скольжения или двойникования.
При скольжении наблюдается взаимный сдвиг частей
кристалла по определенным кристаллографическим плоскостям и
направлениям, образующим системы скольжения. Плоскости и
направления скольжения обычно отличаются повышенной
плотностью упаковки атомов. На рис. 3.3 показаны плоскости и
направления скольжения в кристаллах с решетками г.ц.к. (а),
о.ц.к (б) и г.п.у. (в). Как видно, в металлах с решеткой г.ц.к., а
также о.ц.к. значительно больше систем скольжения, чем в
металлах с решеткой г.п.у. Поэтому металлы с гексагональной
решеткой обладают пониженной пластичностью.
Представление о механизме пластической деформации в
процессе развития науки претерпело существенные изменения.
Ранее предполагали, что при скольжении одна часть
кристалла сдвигается относительно другой по плоскости скольжения
на целое число периодов решетки.
Расчет критического сдвигового напряжения при условии, что
одна часть кристалла сдвигается относительно другой части как
единое целое, впервые был выполнен Я. И. Френкелем.
Необходимое для этого напряжение т приблизительно можно подсчи-
тать по формуле
где G — модуль упругости при сдвиге.
Для железа т = 83 500/6 ъ 13 300 МПа. Это на несколько
порядков больше действительного сдвигового напряжения, сое-
Рис. 3,3, Плоскости скольжения (заштрихованные) и
направления скольжения в кристаллах с решеткой:
а — г.ц.к.; б — о.ц.к.; в — г.п.у,

тавляющего для железа около 20 МПа. Такой же порядок
расхождения был получен для других металлов.
Следовательно, предполагаемый ранее механизм
пластической деформации не соответствует действительности.
В основу современной теории пластической деформации были
взяты следующие положения:
скольжение распространяется по плоскости сдвига
последовательно, а не одновременно; скольжение начинается от мест
нарушения кристаллической решетки, которые должны быть или
возникают в кристалле при его нагружении.
Исходя из этих предпосылок будем рассматривать
представленную на рис. 3.4, а плоскость скольжения как состоящую из
двух частей: где сдвиг уже совершился (участок В) и где сдвиг
еще не произошел (участок А). Линия PQPS является границей
незавершенного сдвига и может рассматриваться как
протяженное одномерное искажение кристаллической решетки, которое
является дислокацией.
Ниже разбирается дислокационный механизм пластической
деформации.
На рис. 3..4, б представлен поперечный разрез кристалла с
экстраплоскостью PQ, край которой (ряд атомов Q) образует
ядро положительной краевой дислокации. В равновесном
состоянии, когда дислокация расположена симметрично между
соседними атомными плоскостями, дислокация неподвижна, так как
Рис. 3.4. Схемы дислокационного механизма пластической
деформации:
а — контур (линия PQRS дислокации в плоскости скольжения);
• б — перемещение атомов при движении краевой дислокации на
одно межатомное расстояние; в — перемещение дислокации
через весь кристалл

силы, действующие на нее справа и слева, уравновешены. Под
действием напряжения т экстраплоскость сместится влево в
положение, показанное пунктиром. Одновременно нижняя часть
SR плоскости P'S сместится вправо и, заняв положение,
показанное пунктиром, совместится с нижним краем экстраплоскости PQ,
образуя полную атомную плоскость PS. При этом верхняя часть
плоскости P'S сместится влево в положение P'Q' и будет
выполнять роль,новой экстраплоскости.
Таким образом, за счет смещения экстраплоскости PQ влево
достигнут акт остаточной деформации QR; роль новой
экстраплоскости P'Q' стала выполнять верхняя часть плоскости P'S.
Дальнейшее действие напряжения т приведет в движение
дислокацию P'Q'и т.д. Последовательность перемещения
дислокации через весь кристалл показана на рис. 3.4, в. Общий
результат от движения дислокации А через кристалл заключается
в выходе дислокаций А вместе с экстраплоскостью из кристалла
вправо, в результате чего верхняя часть кристалла сместится
относительно нижней части в направлении сдвига на один
период решетки, т. е. происходит акт пластической деформации,
равный одному периоду решетки. Величина и направление
деформации, достигаемые перемещением дислокации,
характеризуются вектором Бюргерса дислокации. Важно при этом
отметить, что при каждом акте перемещения дислокации на один шаг
необходимо было одновременно разорвать связь только между
двумя рядами атомов в плоскости P'S' (рис. 3.4, б), а не между
всеми атомами, расположенными выше и ниже плоскости
скольжения. Очевидно, необходимое сдвиговое напряжение в этом
случае должно быть мало.
Приближенный расчет критического сдвигового напряжения
тп при дислокационном механизме пластической деформации
можно выполнить по формуле Пайерлса —Набарро:
пг> 2я а
Тп^^-е"^^,
1 -ц
где G — модуль упругости при сдвиге; \х — коэффициент
Пуассона; а — расстояние между атомными плоскостями, в которых
происходит скольжение; b — межатомное расстояние в
направлении скольжения (вектор Бюргерса дислокации).
Расчеты показывают, что при таком механизме напряжения,
необходимые для деформирования, близки к практически наблют
даемым. Казалось бы, что этим доказана правильность
дислокационной теории пластической деформации. Однако эта теория
требовала разъяснения ряда противоречий.
Разберем, с какими трудностями пришлось встретиться
создателям дислокационной теории пластической деформации, против
которой много лет выступали ученые в разных странах, в том
числе и в нашей стране. Эти ученые требовали
неукоснительного соблюдения правил формальной логики, в частности того,
чтобы выводы не противоречили посылкам.

Первое противоречие этому правилу в дислокационной
теории пластической деформации возникает из следующего.
Как установлено, для осуществления сдвига на один период
решетки дислокация переместилась через весь кристалл и
прекратила свое существование. Поэтому формальная логика
требует, чтобы количество дислокаций после пластической
деформации уменьшалось. Однако опытами было установлено, что
плотность дислокации после деформации больше, чем до нее: р =
ах Юп см"2 в сильнодеформированном металле против р =
= 105 см"2 в недеформированном металле.
Ниже разбирается механизм размножения дислокации по
модели, предложенной Франком — Ридом.
Представим, что в плоскости сдвига (рис. 3,5, а) имеется
краевая дислокация DD', закрепленная на концах. Поэтому
дислокация может двигаться только между точками D и D'. На
кристалл действует напряжение т, которое вызывает силу 6т,
действующую на дислокацию (Ь — вектор Бюргерса дислокации).
Под действием силы Ьх дислокация будет выгибаться в
направлении Ь. Так как радиус кривизны дислокации уменьшается, то
для изгиба дислокации нужно повышать напряжение; tmax будет
иметь место, когда линия дислокации приобретает форму
полуокружности (рис. 3.5, б).
Дальнейшее движение дислокации может осуществляться
при напряжении т<ттах, так как радиус кривизны дислокации
увеличивается (рис. 3.5, в, г, д). Так как сила, действующая на
дислокацию, перпендикулярна дислокации, то направление
движения дислокации в каждой точке разное (показано стрелками
на рис. 3,5, б, в, г, д). Благодаря этому дислокация будет закру-
Рис. 3.5, Схема разложения дислокаций источником Франка — Рида

чиваться около точек ее закрепления D и D\ образуя
дислокационные петли. Области на плоскости скольжения, где сдвиг уже
осуществился, заштрихованы.
Дислокации около сне' (рис. 3.5, г), винтовые, разного
вращения, они должны двигаться перпендикулярно линии
дислокации в участках с и с' в стороны, где сдвига еще не было.
Так как в участках с и с' дислокации винтовые, разного
вращения, то при встрече они аннигилируют (участок с на
рис. 3.5, д). Оставшиеся участки cD и cD\ имеющие
преимущественно краевую ориентацию (вектор 5 почти перпендикулярен
линиям дислокации в этих участках), будут двигаться по
направлению к исходному положению бывшей краевой дислокации
DD'. Участки дислокации около положений / и \' имеют обратный
знак и поэтому движутся по отношению к направлению
движения дислокации в участке а в противоположную сторону.
Таким образом, в результате движения дислокационная петля
выйдет за пределы кристалла. Это приведет к элементарному
сдвигу, равному длине вектора Бюргерса Ь в направлении
действующего напряжения т, и при этом вновь восстановленная
дислокация DD' готова продолжать генерировать дислокации до
тех пор, пока какие-либо причины (например, препятствие в
виде границ зерна) не затруднят протекание последовательных
элементарных сдвигов, связанных с движением дислокаций,
генерируемых источником Франка —Рида.
Наличие источников дислокаций, подобных источнику
Франка—Рида, доказано экспериментально.
Другая проблема дислокационной теории пластической
деформации — объяснить, чем вызывается упрочнение металла
по мере развития пластической деформации. Этот факт
находится в явном противоречии с положением формальной логики о
том, что дислокации содействуют уменьшению сопротивления
деформированию и коль скоро плотность дислокаций в процессе
деформирования возрастает, то с увеличением степени
деформации процесс деформации для своего развития должен
требовать все меньшего напряжения. А в жизни как раз наоборот.
Отсюда следует, что формально-логическое мышление, основное правило
которого — непротиворечивость вывода из посылки, не всегда может объяснить
наблюдаемые явления.
Важное преимущество диалектически мыслящего человека — то, что он не
пугается, если в процессе исследования возникло явное противоречие (как в
данном случае). Он рассуждает так: если дислокаций мало, то они, по-видимому,
содействуют (облегчают) деформации; если их много, то дислокации будут
мешать их движению. Поэтому ученый станет искать, как дислокации
взаимодействуют друг с другом в разных условиях (элементарные сведения об этом
приведены на с, 49). В объемах нашего курса нет возможности показать, что в
результате такого взаимодействия действительно возникают дислокационные
комбинации, которые не только затрудняют движение дислокации, но зачастую
их блокируют полностью.
Чтобы представить особенности движения дислокации на
разных стадиях деформирования, на рис. 3.6 показана кривая

деформационного упрочнения,
типичная для монокристаллов с
решеткой г.ц.к.
Коэффициент упрочнения г\ =
= dx/de на участках I, II, III
сильно отличается, так как механизм
пластической деформации на этих
участках различный. Упрочняемость
металла зависит от количества
дислокаций, участвующих в' процессе
пластической деформации и
характера движения дислокации.
На I стадии имеет место
скольжение за счет перемещения
единичных дислокаций (ламинарное скольжение), торможение которых
(упрочнение) обусловливается только границами субзерен и
поэтому невелико.
В кристаллах на первой стадии скольжения наблюдаются
длинные однородные линии скольжения.
Стадия II характеризуется множественным (турбулентным)
скольжением большого количества дислокаций. Упрочнение
происходит за счет образования малоподвижных порогов и
барьеров. Скорость упрочнения максимальна. Линии скольжения
короткие, расположены густо.
На III стадии процесс скольжения реализуется
преимущественно за счет поперечного скольжения винтовых дислокаций, что
приводит к появлению в деформированных кристаллах широких
полос скольжения (на I и II стадиях линии скольжения тонкие).
Для различных металлов степень развитости этих стадий
различная.
Упрочнение (наклеп) металла при пластической деформации
обусловлен образованием малоподвижных порогов и барьеров
при пересечении дислокаций, увеличением плотности дислокации,
измельчением зерен.
Деформация двойникованием осуществляется также путем
сдвига части кристалла по определенным кристаллографическим
плоскостям. При двойниковании части кристалла смещаются так,
что они оказываются в положении зеркального отражения
относительно плоскости двойникования (рис. 3.7). Двойникова-
ние наблюдается, когда деформация скольжением затруднена
(при высоких скоростях и низких температурах
деформирования, при многоосном приложении нагрузки). Величина
деформации при двойниковании мала. Основным видом деформации
металлов является деформация скольжением.
Структурная сверхпластичность. Помимо дислокационного
механизма пластической деформации, происходящей в зернах
металла, известна межзеренная (зернограничная) пластическая
деформация, которая обеспечивает очень высокие степени
деформации (2= 102...103 %). Такое явление называется сверхпластич-
Рис. 3.6. Кривая
деформационного упрочнения, типичная для
о.ц.к. монокристаллов

Рис. 3.7. Схема расположения атомов при двойникова-
нии; х — у — след плоскости двойникования
ностью.-В условиях сверхпластичности высокие степени
деформации достигаются при незначительных усилиях деформирования.
Поэтому промышленное использование сверхпластичности имеет
большое значение. Сверхпластичность образуется при
определенных условиях. Установлено, что сверхпластичность
наблюдается при наличии у металла ультрамелкого зерна размером
~10 мкм и сохранении его в процессе деформирования. Такая
стабилизация размеров зерна достигается в двухфазных сплавах
с объемным соотношением фаз 1:1 и при некоторых других
условиях.
Сейчас явление сверхпластичности используют при обработке
сплавов цинк — алюминий, титановых а+р-сплавов, двухфазных
медно-цинковых сплавов (латуней), алюминиевых сплавов,
состоящих из а-твердого раствора и дисперсных частиц AUZn, и др.
№ 25. Медь имеет решетку г.ц. к, а цинк — г. п.у. Какой из этих материалов
пластичней (см. рис. 3.2)?
Ответ см. с. 117.
№ 26. За счет какого механизма растет плотность дислокаций при
пластической деформации?
Ответ: см. с. 117.
№ 27. Металлы с каким типом решетки наиболее упрочняемы наклепом?
Ответ: см. с. 117.
§ 3.2. ВЛИЯНИЕ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА МЕТАЛЛА.
СУЩНОСТЬ ЯВЛЕНИЯ НАКЛЕПА
На практике большое значение имеет изменение структуры
и свойств поликристаллических материалов в процессе
пластической деформации.
При горячей обработке слитка давлением дендриты
вытягиваются вдоль направления деформирования металла и образуют
волокнистую структуру (рис. 3.8): возникает резкое различие
прочности металла вдоль и поперек волокон. В процессе горячей
деформации следует добиваться, чтобы расположение волокон
совпадало с направлением главных усилий в деталях при работе.

На рис. 3.9, а, б, в видно изменение микроструктуры железа
по мере увеличения деформации холодной прокаткой. В зернах
металла при деформации происходят многочисленные сдвиги по
описанному выше дислокационному механизму. С увеличением
обжатия беспорядочно ориентированные кристаллы
поворачиваются осями наибольшей прочности вдоль направления
деформации: образуется текстура деформации. Зерна железа после
обжатия на 90 % имеют длину порядка 70 мкм при толщине
около 3 мкм. С увеличением степени деформации повышается
прочность и понижается пластичность металла (рис. 3.10, а, б).
Упрочнение металла при холодной пластической
деформации называется наклепом.
Изменение свойств металла после пластической деформации
связано с ростом плотности дислокации р, которая
характеризуется суммарной длиной дислокаций (см), содержащихся в
I см3 металла. После пластической деформации плотность
дислокаций может достичь значений до 10 см""2.
Рис. 3.8. Макроструктура поковок коленчатого вала:
а — правильное; б — неправильное расположение
волокон
Рис. 3.9. Микроструктура железа:
а — до деформации; б — после обжатия на 35 %; в — после обжатия на 90 %

Рис. 3.10. Влияние: холодной пластической деформации на механические
свойства меди (а) и железа (б)
Связь между пределом текучески ат и плотностью дислокации
р описывается зависимостью
ат = ао-ЬаС/йУр»
где ао — напряжение, необходимое для перемещения
дислокаций в совершенном кристалле без дислокации;
а-—коэффициент дислокационного упрочнения, зависящий от типа решетки;
G — модуль сдвига; Ь — вектор Бюргерса.
С повышением плотности дислокации в металле возникают
внутренние напряжения, приводящие к упругому искажению
кристаллографических плоскостей и изменению межплоскостных
расстояний, которые вместо равновесного расстояния d получают
значение (d±Ad). Эти напряжения локализуются в пределах
зерен и называются напряжениями второго рода ап.
Деформация вызывает также статические искажения в
расположении атомов в решетке, что принято характеризовать как
искажения (напряжения) третьего рода (от). (Внутренние
напряжения первого рода ai, уравновешиваемые в отдельных зонах
детали, при равномерной пластической деформации
отсутствуют.) Деформация сопровождается дроблением блоков в
кристаллах.
Наклеп металла сопровождается изменением и других
физико-химических свойств: происходит уменьшение коррозионной
стойкости, повышение электросопротивления. У сплавов на
основе железа повышается коэрцитивная сила, уменьшается
магнитная проницаемость. Текстура деформации приводит к
анизотропии свойств поликристаллического тела. Изучение изменений
в строении металла при наклепе производят микроскопическими,
рентгенографическими и другими методами.
Основываясь на знаниях о строении и свойствах кристаллов
в поликристаллическом металле, дислокационном механизме
деформации, решите следующие задачи.

№ 28. Какой из металлов, медь или магний, более пластичен (см. рис. 1.1 и
3.3)? Почему вы так считаете?
Ответ: см. с. 115.
№ 29. Учитывая рис. 1.1., подумайте, какой из металлов, железо или медь,
более пригоден для изготовления' нагруженных деталей машин. Почему вы так
думаете?
Ответ: см. с.116.
№ 30. Стальная проволока для тросов производится методом холодной
вытяжки. Чем объясняется высокая прочность тросов?
Ответ: см. с.116.
№ 31. Как можно оценивать явление наклепа металла с точки зрения
машиностроителей?
Ответ: 1) положительно, см. с. 115; 2) отрицательно, см. с. 116.
ЛЬ 32. Как следует оценивать дефекты типа дислокаций с точки зрения
влияния на свойства металлов?
Ответ: эти дефекты свойства металлов: 1) ухудшают, см. с. 116; 2) улучшают,
см. с. 115; 3) категорически ответить на этот вопрос нельзя, так как в ряде
случаев эти дефекты улучшают свойства, в других ситуациях — ухудшают свойства
материалов, см. с. 115.
№ 33. Учитывая явление анизотропии (см. § 2.5), подумайте, будут ли все
зерна в структуре образца при напряжениях о < апц (см. рис. 3.2)
деформироваться только упруго?
Ответ: см. с. 115.
Как установлено, из-за разной ориентировки зерен в
отдельных из них напряжения могут быть выше значения апц, и в таких
зернах после удаления внешней силы может быть остаточная
деформация при аср < апц.
Гл ава 4
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИОННЫЙ ОТЖИГ
§ 4.1. ВЛИЯНИЕ НАГРЕВА НА СТРУКТУРУ
И СВОЙСТВА ДЕФОРМИРОВАННОГО МЕТАЛЛА
Для того чтобы понимать, какие изменения должны
происходить при нагреве деформированного металла, необходимо
осознать, как влияет деформация на термодинамический потенциал
системы. Если пластическая деформация (наклеп) приводит к
повышению термодинамического потенциала, то в металле
должны происходить изменения, приводящие к изменению (снижению)
этого потенциала.
Исходя из механизма пластической деформации, представим
себе, какие изменения имеются в деформированном металле по
сравнению с недеформированным. Таким образом, оценим
влияние деформации на механические свойства системы.
№ 34. Исходя из формулы (2.5), установите, как влияет увеличение
плотности дислокаций на внутреннюю энергию металла.
Ответ: энергия должна: 1) увеличиваться, см. с. 115; 2) уменьшаться, см.
с.115.
При деформации происходит изменение микроструктуры (см.
рис. 3.9). Дробление блоков приводит к увеличению суммарной
поверхности зерен и к повышению поверхностной энергии. На-

пряжения второго и третьего рода также повышают внутреннюю
энергию зерен при пластической деформации и должны привести
к искажению кристаллической решетки. По этим причинам
пластически деформированный металл — термодинамически
неустойчивая система, и она будет стремиться к уменьшению
возникших при деформации изменений и уменьшению внутренней
энергии.
Так как уменьшение всех отмеченных изменений
сопровождается значительными перемещениями атомов, то устранению
наклепа содействует нагрев металла.
§ 4.2. МЕХАНИЗМ ПРОЦЕССОВ, ПРОИСХОДЯЩИХ
ПРИ НАГРЕВЕ НАКЛЕПАННОГО МЕТАЛЛА.
ВОЗВРАТ, ПОЛИГОНИЗАЦИЯ, ПЕРВИЧНАЯ
И СОБИРАТЕЛЬНАЯ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
Понимание причин, которые привели к повышению
термодинамического потенциала металла при пластической деформации,
дает возможность прогнозировать процессы, которые будут
протекать при нагреве деформированного металла.
Возврат. Уже небольшой нагрев (для железа на 300...400 °С)
вызывает ускорение движения атомов, устранение внутренних
напряжений и восстановление кристаллической- решетки.
Устранение внутренних напряжений при нагреве приводит в
движение дислокации. При встрече дислокаций разных знаков
они уничтожаются (аннигилируют), что ведет к уменьшению
плотности дислокаций. Это явление называется возвратом или
отдыхом. В процессе возврата несколько снижается прочность
и растет пластичность (рис. 4.1).
Полигонизация. При температурах возврата возможна
группировка дислокаций одинаковых знаков в стенки (рис. 4.2).
Образование дислокационных стенок равноценно делению
зерна малоугловыми границами. Это явление называют поли-
гонизацией.
Процесс полигонизации происходит при относительно
невысоких степенях пластической деформации при температурах
(0,25...0,3) Гпл (Г™ — абсолютная температура плавления). От
полигонизации прочность металла понижается на 10...15%,
соответственно несколько повышается пластичность (см. рис. 4.1).
Рост полигонов (субзерен) происходит под влиянием
поверхностного натяжения и разности объемной энергии смежных
полигонов. Границы полигонов мигрируют в сторону большей
объемной плотности дислокации, присоединяя к себе новые
дислокации, благодаря чему углы разориентировки субзерен
увеличиваются. Такие субзерна практически представляют собой зерна,
аналогичные образующимся при рекристаллизации путем
зарождения центров с большеугловыми границами.
Рекристаллизация. Нагрев наклепанного материала до
определенной температуры Грек (для железа около 600 °С) сопровож-

Рис. 4.1. Зависимость предела
прочности ав и относительного удлинения б
от температуры нагрева наклепанного
железа
Рис. 4.2. Схема полигони-
зации:
о — хаотическое
расположение краевых дислокаций в
деформированном
кристалле; б — дислокационные
стенки после полигонизации
дается резким изменением микроструктуры и свойств (рис. 4.3 и
4.1). Микроструктура (рис. 4.3, б) состоит частично из мелких
зерен, которые образовались по границам ранее вытянутых
кристаллов, а также из уже успевщих вырасти зерен.
Рекристаллизацией называется образование и рост новых равноосных зерен из
деформированных кристаллов.
Нагрев при Грек приводит к резкому снижению предела
прочности сгв при одновременном возрастании пластичности 6 (см.
рис. 4.1).
Образование зародышей рекристаллизации и связанное с этим
резкое изменение свойств характеризуют первичную
рекристаллизацию, или рекристаллизацию обработки.
Температура (точнее, некоторый интервал температур, при
котором происходит процесс рекристаллизации) называется
температурой рекристаллизации. По А. А. Бочвару, для технически
чистых металлов Грек » 0,4 Тнл, где Грек и Тпл — абсолютные
температуры рекристаллизации и плавления соответственно.
Теоретическая температура рекристаллизации железа составляет
600 °С; для ускорения процесса рекристаллизации железа на
практике используется более высокая температура.
Увеличение времени выдержки при температуре
рекристаллизации или дальнейшее повышение температуры нагрева приводит
к росту центров рекристаллизации. На этот процесс большое
влияние оказывают процессы самодиффузии атомов, и поэтому
процессы роста зерен при рекристаллизации имеют много общего
с ростом зерен при полиморфном превращении.
Собирательная рекристаллизация. Как видно из рис. 4.3, в,
повышение температуры нагрева сопровождается укрупнением
зерен при одновременном уменьшении их количества. Этот
процесс называется собирательной рекристаллизацией, которая нас-

Рис. 4.3. Изменение микроструктуры наклепанного железа после обжатия на
90% от температуры нагрева (длительность выдержки во всех случаях I ч):
а _ т «■ 600 °С; б — Т «= 650 °С; в — Т « 800 °С (Schuman)
тупает, когда выросшие центры рекристаллизации приходят во
взаимное соприкосновение.
При этом происходит рост одних новых зерен за счет других
(тоже новых). Причиной собирательной рекристаллизации
является стремление системы к уменьшению свободной энергии
(термодинамического потенциала), что достигается растворением
мелких зерен и переходом их атомов к крупным зернам.
Благодаря этому снижается поверхностная и общая энергия системы
за счет уменьшения относительной протяженности границ зерен,
Процесс собирательной рекристаллизации происходит путем
миграции границы растущих кристаллов. В гетерофазных
системах на интенсивность этого процесса большое влияние
оказывают дисперсные частицы, которые тормозят миграцию границ
тем больше, чем больше их объемная доля в металле и чем
меньше их размер.
§ 4.3. ФАКТОРЫ, ВЛИЯЮЩИЕ НА РАЗМЕР ЗЕРНА
И СВОЙСТВА МЕТАЛЛА
ПОСЛЕ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИОННОГО ОТЖИГА
Кроме температуры и времени рекристаллизационного отжига
на величину зерна после рекристаллизации сильно влияет
степень предварительной деформации.
При относительно малой деформации (1,5...10%), названной
критической степенью деформации, зерно приобретает огромные
размеры (рис. 4.4). Это связано с неоднородной деформацией
разных зерен при степенях деформации, близких к критическим.
Сильно деформированные зерна имеют большую объемную
энергию и будут поглощаться более стабильными зернами,
деформация которых произошла в малой степени.

Рис. 4.4. Влияние предварительной
степени деформации железа на
величину зерна после рекристаллиза-
ционного отжига
Зависимость между величиной
зерна, степенью деформации и
температурой рекристаллизацион-
ного отжига дают полные
диаграммы рекристаллизации
(рис. 4.5).
Влияние нагрева на свойства
наклепанного металла. На рис.
3.10 представлено влияние
степени деформации на пластичность и
прочность меди. Видно, что при
больших степенях деформации
сильно возрос предел прочности и
резко снизилась пластичность.
Такое изменение механических свойств материала, когда
изделия изготовляются обработкой давлением, приводит к
необходимости увеличения мощности деформирующего оборудования, а при
необходимости больших степеней деформации — к браку из-за
разрушения материала от его охрупчивания.
№ 35. Производство железной проволоки осуществляется волочением при
нормальной температуре. После определенных степеней утонения проволока
рвется. В чем причины обрыва и что следует сделать для получения проволоки
нужного сечения?
Ответ: причины обрывов: 1) понижение пластичности от наклепа; нужно
осуществить промежуточный возврат (отдых) металла при 550 °С, см. с. 115;
2) наклеп и потеря пластичности металла, нужно после 4Ю % утонения
осуществить рекристаллизационный отжиг (нагрев при 900 °С), см. с. 115; 3) наклеп
металла, нужен рекристаллизационный отжиг при 650...700 °С, см. с. 115.
Для получения требуемой степени пластической деформации
необходимо восстановить свойства пластичности материала и
устранить наклеп. Это достигается изменением структуры
деформированного материала при рекристаллизационном отжиге. Из
Рис. 4.5. Полная диаграмма рекристаллизации железа

рис. 4.1 видно, как изменяются свойства деформированного
железа в зависимости от температуры нагрева. Так, отдых мало
изменяет прочность и пластичность, полигонизация понижает
прочность на 10... 15 %, соответственно повышая пластичность.
Наиболее резко изменяются прочность и пластичность после
рекристаллизации.
Как видно из рис. 4.1, с увеличением температуры при
собирательной рекристаллизации дальнейшее изменение свойств
незначительно. Однако интенсивный рост зерна может привести к
падению вязкости. Поэтому оптимальные свойства достигаются
после рекристаллизации, так как на рост зерен кроме
температуры и состава металла очень большое влияние оказывает
степень предварительной деформации (см. рис. 4.4). Поэтому
рекристаллизационный отжиг после деформации, близкой к
критической, приведет к понижению пластичности и вязкости
материала. Таким образом, следует избегать проведения рекрис-
таллизационного отжига после таких степеней деформации.
Понимание процессов, происходящих при пластической
деформации и при нагреве деформированного металла, имеет очень
большое практическое значение. Прежде всего это позволяет
разделить обработку давлением на холодную и горячую.
В зависимости от того, при какой температуре (ниже или
выше температуры рекристаллизации) проводится обработка
металла давлением, она подразделяется на: а) холодную, если
температура обработки ниже температуры рекристаллизации; б)
горячую, если температура выше температуры рекристаллизации.
При холодной обработке металл наклёпывается. При горячей
обработке эффект наклепа непрерывно устраняется
рекристаллизацией.
Однако, если скорость деформации выше скорости
рекристаллизации, имеет место неполное устранение наклепа. Поэтому
температура горячей обработки всегда значительно превышает
температуру рекристаллизации,
№36. Какой обработкой следует считать прокатку свинца (ГПЛ=327°С)
при комнатной температуре?
Ответ: 1) горячей, см. с. 115; 2) холодной, см. с. 115.
Однако понимание наклепа и рекристаллизации необходимо
не только при назначении температурного режима горячей
обработки. Дело в том, что во многих случаях детали машин
(механизмов) должны работать в условиях высоких температур,
когда от действующей нагрузки возможна пластическая
деформация металла. Если при этом происходит устранение
упрочнения (наклепа) от деформации рекристаллизационными
процессами, то деталь при нагрузке продолжает непрерывно
деформироваться вплоть до разрушения. Это явление называется
ползучестью и будет рассматриваться позже. Здесь можно отметить,
что критерием того, будет развиваться ползучесть или нет,
является температура рекристаллизации используемого материала.
61

ЛЬ 37. Материал детали имеет температуру рекристаллизации выше, чем
температура эксплуатации детали. Будет ли в этих условиях возможна
безаварийная работа детали?
Ответ: 1) возможна, см. с. 115; 2) невозможна, см. с. 115.
Глава 5
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
И КОНСТРУКЦИОННАЯ ПРОЧНОСТЬ
МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ
§ 5.1. СВОЙСТВА МЕТАЛЛОВ ПРИ СТАНДАРТНЫХ ИСПЫТАНИЯХ
НА РАСТЯЖЕНИЕ, ТВЕРДОСТЬ, УДАРНЫЙ ИЗГИБ,
УСТАЛОСТЬ, ПОЛЗУЧЕСТЬ
Механические свойства металлов определяют поведение
материала при деформации и разрушении от действия внешних
нагрузок.
В зависимости от условий нагружения механические
свойства могут определяться при: 1) статическом нагруже-
н и и, когда нагрузка на образец возрастает медленно и плавно;
2) динамическом нагружении, когда нагрузка
возрастает с большой скоростью — имеет ударный характер;
3) повторно-переменном или циклическом
нагружении, когда нагрузка в процессе испытания многократно
изменяется по величине или по величине и направлению. Для
получения сопоставимых результатов образцы и методика
проведения механических испытаний регламентированы ГОСТами.
При любом способе нагружения в материале возникают
нормальные и касательные напряжения. Рост касательных
напряжений приводит к пластической деформации материала и к
последующему вязкому разрушению. Нормальные напряжения
приводят к упругой деформации и к хрупкому разрушению.
Отношение максимальных касательных ттах к максимальным
нормальным напряжениям атах, действующим в детали, зависит
от способа нагружения и называется коэффициентом жесткости
нагружения а:
ОС5*2 Tmax/tTmax.
Чем меньше коэффициент жесткости нагружения а, т. е. чем
выше нормальные напряжения, тем более жестким является
данный способ нагружения.
Основную информацию о механических свойствах материалов
инженер получает из справочников. Поэтому зачастую у
студента складывается представление, что данные, приводимые в
справочнике, позволяют оптимально решать все проблемы,
связанные с выбором материала проектируемых деталей. Это мнение
далеко не соответствует истине ввиду того, что механические
свойства, приводимые в справочнике, получены при испытании
62

материалов в условиях, которые сильно отличаются от условии
работы материала в реальных деталях. Для грамотного
использования информации из справочников прежде всего необходимо
ясно понимать, каким образом получены характеристики,
приводимые в справочниках, и каков их физический смысл.
Испытание на растяжение. Для определения механических
свойств при статических испытаниях наиболее часто в
справочниках приводят свойства, полученные при испытании на
растяжение.
В лабораториях испытание на растяжение проводится на
специальных машинах, которые записывают диаграмму растяжения
зависимости удлинения образца Л/ (мм) от действующей
нагрузки Р, т. е. Д/=/(Р). Однако для получения данных по
механическим свойствам, приводимым в справочнике, на основе диаграммы
растяжения строят другую диаграмму: зависимость
относительного удлинения б (%) от напряжения а.
На рис. 5.1, а приводится типична диаграмма
растяжения. Ее вид сильно зависит от пластичности испытуемого
материала.
Проанализируем процессы, которые происходят в материале
образца при увеличении нагрузки (участки ОА, АВ, ВС и точка
С на диаграмме растяжения), и на основе этого установим те
механические свойства, которые приводятся в справочнике.
Участок ОА на диаграмме растяжения соответствует упругой
деформации материала, когда соблюдается закон Гука 0==£б,
где Е — модуль упругости (модуль Юнга).
При одноосном растяжении происходят упругое удлинение
б, в направлении растяжения X и упругое сужение 6У и бг
образца в направлениях Y и Z.
Отношение упругого изменения размеров в поперечном напрвлении 6^, 6,
к упругому изменению размера в направлении деформирования Ьх называется
коэффициентом Пуассона ц, т.е. Ц^-тт-—-^ следовательно, 6^=бг= — \ibx>
Для большинства металлов ц = 0,33...0,4.
Рис. 5.1. Диаграммы растяжения:
а — в координатах «напряжение а — относительная деформация б»;
б — диаграмма истинных напряжений S и истинных деформаций е

При упругом сдвиге связь между сдвигом t и касательным напряжением т
выражается через модуль сдвига G зависимостью т=СЛ Между константами
упругости £, G, \i упругоизотропного тела имеется зависимость £ = 2G(l-f ц).
Напряжение, соответствующее предельной упругой
деформации в точке Л, называют пределом пропорциональности:
(Тпц== гпи/* о».
где Япц — нагрузка; Fu — площадь поперечного сечения образца,
мм2. В СИ (Тпц выражается в МПа (1 кгс/мм2~10 МПа).
При напряжениях выше предела пропорциональности аПц
происходит равномерная пластическая деформация (удлинение б и
сужение я|> поперечного сечения образца). Каждому напряжению
о соответствует остаточное удлинение б, которое (на диаграмме)
получим, проведя из соответствующей точки диаграммы
растяжения линию, параллельную участку ОА диаграммы растяжения.
Можно решить и обратную задачу — установить, какое
напряженке должно быть приложено к образцу, чтобы вызвать заданную
степень деформации.
Так как практически установить точку перехода в неупругое
состояние невозможно, то устанавливают условный предел
упругости.
Пределом упругости считают напряжение, при котором
остаточная деформация очень мала (например, 0,05 % или меньше).
В зависимости от допускаемой деформации предел упругости
записывается ao.os, что означает напряжение, которое вызвало
остаточную деформацию 0,05 %. Предел упругости является
важной характеристикой свойств материалов, используемых для
изготовления деталей типа пружин.
Напряжение ао,2, вызывающее остаточную деформацию б =
= 0,2 %, принято называть условным пределом текучести:
где Ро,2 — сила, действующая на образец; F0 — исходное сечение
образца.
У ряда материалов с решеткой о.ц.к. (в частности, у
малоуглеродистых сталей) при напряжении несколько выше предела
пропорциональности на диаграмме растяжения возникает
площадка и материал деформируется без увеличения нагрузки
(напряжения). Напряжение, соответствующее этому состоянию
материала, называют пределом текучести и обозначают ат.
По физической природе предел текучести ат или условный предел
текучести ао,2 характеризует сопротивление материала малым
пластическим деформациям.
Истинный или условный предел текучести — важная
расчетная характеристика материала. Действующие в детали
напряжения должны быть ниже предела текучести.
Равномерная пластическая деформация продолжается при
росте напряжения до значения ав (рис. 5.1, а).

При напряжении выше ав наблюдается принципиальное
изменение деформации образца. Она сосредоточивается на
малом участке длины образца. В этом участке возникает сильное
местное утонение образца, именуемое шейкой.
Напряжение ав, соответствующее началу большой местной
пластической деформации, называется пределом прочности:
a. = P./F„,
где Рв — нагрузка, соответствующая пределу прочности; Fo —
исходное поперечное сечение образца.
Образование шейки характерно для пластичных материалов,
которые имеют диаграмму растяжения с максимумом.
№ 38. Из рис. 5.1, а видно, что деформация, когда напряжение достигло
значения ав, происходит при понижающих напряжениях. Подумайте, значит ли
это, что действительное сопротивление материала деформированию начиная от
ав уменьшается.
Ответ: см. с. 116. ^
Для полухрупких материалов диаграмма растяжения
представляется участком О А В.
№ 39. Подумайте, в чем особенность диаграммы растяжения для совершенно
хрупкого материала.
Ответ: диаграмма растяжения: 1) не имеет максимума, см. с. 116; 2) короче,
см. с. 116; 3) представляется только прямолинейным участком,
характеризующим зависимость упругой деформации от напряжения, см. с. 116.
Предельное напряжение ав, которое выдержал хрупкий
материал при разрушении, является истинным пределом прочности
материала.
Как видим, физический смысл предела прочности
пластичного, полухрупкого и хрупкого материала принципиально
различный. Это связано с разной пластической деформацией этих
материалов до разрушения. Значения предела текучести ат и
предела прочности ав приводятся в справочниках и являются
прочностными характеристиками материала.
По диаграмме растяжения определяют и показатели
пластичности б, г|?. Характеристиками пластичности материала
являются отноеительное удлинение и относительное сужение.
Относительное удлинение б представляет отношение
прироста длины образца после растяжения к первоначальной дли-
не (%):
8 = AzA.ioo,
/о
где /о и Л — длина образца до и после пластической деформации
соответственно.
Относительное сужение г|) представляет отношение
уменьшения площади поперечного сечения образца к первоначальной
площади поперечного сечения (%):
+ = J^ziL,00f
/о

где /о и /i — площадь сечения образца до и после растяжения
соответственно.
Относительное сужение г|? является более надежной
характеристикой пластичности металла, чем относительное
удлинение б.
Показатели пластичности в известной степени позволяют
судить о склонности материала пластически деформироваться, что
представляет интерес с двух точек зрения: 1) технологической,
характеризуя способность материала к тому или иному способу
обработки давлением; 2) конструкционной — как необходимое
свойство материала деталей конструкций, способствующее
перераспределению напряжений при перегрузках. Пластичные
материалы более надежны в работе — для них меньше вероятность
опасного хрупкого разрушения.
Так как в процессе нагружения при растяжении поперечное
сечение образца не остается постоянным, а уменьшается, то
показатели & и особенно <тв, полученные на основе диаграмм
растяжения, не отражают истинных напряжений, действующих в
поперечном сечении образца. Истинные напряжения тем
значительнее отличаются от установленных по вышеописанной
методике в сторону их увеличения, чем пластичней испытуемый
материал. Для хрупких материалов значение ав может
рассматриваться как характеристика прочности материала (так как
уменьшение значения (о в процессе деформации очень мало).
Для пластичных материалов предел прочности <тв правильней
рассматривать как меру сопротивления материала значительным
пластическим деформациям, в то время как предел текучести ат
характеризует сопротивление материала малым пластическим
деформациям.
Для нахождения действительных соотношений между напряжениями и
деформациями строят истинные диаграммы растяжения (рис. 5.1, б), для
которых истинные напряжения получают отношением деформирующей силы к
действительной площади сечения образца в каждый момент деформации.
Истинные деформации е определяются отношением изменения длины (или
сечения образца) к длине (или сечению образца) в данный момент. Общее
истинное удлинение равно
I l /о /к V 1 - ♦ /
где /к и /о%— конечная и начальная длины образца; /к и /о — конечное и начальное
сечения образца; ур — сужение поперечного сечения.
На рис. 5.1, б показана истинная диаграмма деформации. Так как упругая
деформация весьма мала по сравнению с пластической деформацией, то эта
диаграмма может быть представлена линией ST5K, где ST — истинный предел
текучести, ST~Oj; SK — истинный предел прочности, ек — максимальное
истинное удлинение. Тангенс угла наклона линии STSK называется модулем
упрочнения D, который характеризует упрочнение материала при пластической
деформации:
г, «Ьк — От Ок — СГт
D = —— •<?к = —о—

По диаграмме на рис. 5.1, б можно установить вязкость материала а, которая
характеризуется величиной работы деформации и разрушения и соответствует
площади диаграммы в координатах SK — ек:
SK — ST
а = - ек, или так как 5Т ~ о>, то
(5К - ат)2
а = 2D •
Из формулы следует, что высокая работоспособность материала
обеспечивается высокими значениями истинного предела прочности SK и максимальной
истинной пластичностью ек.
Испытание на твердость. Широкое распространение
испытаний материалов на твердость объясняется тем, что при этих
испытаниях не требуются специальные образцы. Методика
испытаний весьма проста и может осуществляться непосредственно
на готовой детали без разрушения ее. В большинстве случае при
испытании на твердость производят вдавливание в испытуемый
материал индентора, изготовленного из значительно более,
твердого материала, чем испытуемый. О твердости судят либо по
глубине проникновения индентора (твердость по Роквеллу —
HRC, HRB, HRA), либо по величине отпечатка от вдавливания
индентора при соответствующей нагрузке (твердость по Бринел-
лю—НВ, Виккерсу— HV, микротвердость Н). Во всех
перечисленных случаях при вдавливании индентора происходит
пластическая деформация испытуемого материала. Чем больше
сопротивление материала пластической деформации, тем на
меньшую глубину проникает индентор и тем выше твердость.
Таким образом, твердость при испытаниях методами
вдавливания характеризует сопротивление металла пластическим
деформациям, т. е., по существу, определяются те же
механические свойства материала, которые определяются при испытаниях
на растяжение, но в иных условиях напряженного состояния.
Наиболее широко практикуются испытания твердости по Бри-
неллю и по Роквеллу. На рис. 5.2 приведены схемы методов по
Бринеллю, Роквеллу и Виккерсу.
Рис. 5.2. Схема определения твердости:
а — по Бринеллю; б — по Роквеллу; в — по Виккерсу

При определении твердости по Бринеллю индентор в виде
стального шарика определенного диаметра D вдавливается при
определенной нагрузке Р в испытуемый материал (рис. 5.2, а).
Твердость по Бринеллю определяется по диаметру отпечатка d по
формуле
НВ = . . ==-.
nD(D - V^> - d2)
По Бринеллю определяют твердость относительно мягких
материалов (чугунов, отожженной стали, цветных металлов и их
сплавов).
При определении твердости по Роквеллу в испытуемое тело
вдавливается алмазный конус с углом при вершине 120° (при
испытании твердости очень твердых металлов) или стальной
закаленный шарик диаметром 1,588 мм (1/16") (при испытании
мягких материалов). Конус или шарик вдавливается при
приложении двух последовательных нагрузок (рис. 5.2, б):
предварительной (Я =10 кгс) и основной. Суммарная нагрузка для
шкалы В составляет 100 кгс, для шкалы С — 150 кгс, для
шкалы А — 60 кгс. Шкала А применяется при испытании очень
твердых материалов.
Твердость по Роквеллу устанавливается в условных единицах.
За единицу твердости принята величина, соответствующая
осевому перемещению индентора на 0,002 мм.
Твердость по Виккерсу HV, как и микротвердость Н,
определяется вдавливанием индентора в виде алмазной пирамиды
(рис. 5.2, в). Метод Виккерса используется для испытания
твердости деталей малой толщины или тонких поверхностных слоев,
имеющих высокую твердость.
Методом микротвердости обычно пользуются для измерения
твердости отдельных зерен или очень тонких слоев. Нагрузку Р
можно изменять в пределах от 1 до 500 г.
Были проведены исследования, посвященные установлению
связи между различными прочностными характеристиками и
твердостью материала. В результате этих работ установлена для
многих пластичных материалов следующая эмпирическая
зависимость между пределом прочности ав и твердостью по
Бринеллю НВ:
ав = сНВ,
где с — коэффициент пропорциональности; с = 0,33.Р.0,36 для
сталей.
Следует отметить, что для хрупких материалов (чугун,
силумин) надежной корреляции между твердостью и пределом
прочности получить не удается.
Недостатком измерения твердости является то, что по
показателям твердости не удается установить достаточно достоверно
характеристики пластичности материала.

№ 40. Подумайте, чем можно объяснить отсутствие связи между твердостью
и пределом прочности на разрыв хрупких материалов. (За основу следует взять
физическую сущность этих характеристик материала.)
Ответ: 1) различными условиями напряженного состояния при этих
методах испытания материала см. с. 116; 2) для хрупких материалов предел
прочности характеризует совершенно отличное по характеру свойство материала --
сопротивление разрушению, а не сопротивление пластическим деформациям,
см. с. 116.
Испытания при динамическом нагружении. Основным видом
этих испытаний является испытание на ударный изгиб
специальных образцов с надрезом (ГОСТ 9454—78). Испытания
производятся на маятниковых копрах, позволяющих определить
работу, затраченную на разрушение образца.
На рис. 5.3, а показана схема копра для определения
ударной работы разрушения. Принцип определения работы
разрушения виден из схемы в левом углу рис. 5.3. Очевидно, работа
разрушения определяется как разность между энергией
поднятого маятника Е\ до удара и оставшейся энергии маятника после
удара Е2.
Зная длину маятника / (расстояние от оси маятника до его
центра тяжести), угол а подъема маятника, угол р отклонения
маятника после разрушения образца и массу маятника т,
работу разрушения А можно определить по формуле А = m/(cos (3 —
— cosa).
На рис. 5.3, б представлен чертеж образца для определения
ударной вязкости. В зависимости от формы выточки
(концентратора напряжения) на образце ударную вязкость обозначают
символами KCU, KCV, КСТ.
Буквы КС — символ ударной вязкости, буквы U, V, Т
обозначают вид концентратора напряжения; U — радиус концентратора
(1 ± 0,07) мм, V — радиус (0,25 ± 0,025) мм, Т — трещина.
Рис. 5.3. Схема испытания ударной вязкости:
а — схема маятникового копра (/ — маятник; 2 — образец; 3 — шкала; 4 — стрелка;
5 — тормоз); б — образец, установленный для испытания

Ударной вязкостью называется удельная работа разрушения:
кси = ^- ,
где KCU — ударная вязкость образца при концентраторе типа U,
Дж/м2, А — работа разрушения; F — площадь поперечного
сечения образца.
При испытаниях образцов с концентраторами типа U и V
энергия маятника при ударе расходуется на пластическую
деформацию, в процессе чего зарождается трещина, и на
распространение трещины (разрушение). В случае использования
образца с концентратором типа Т вся энергия расходуется на
разрушение. (Трещина в образце создается при циклическом
нагружении.) Несмотря на то что испытание образцов с
трещиной дает более точную характеристику надежности материала,
изготовление таких образцов крайне сложно.
Поэтому на практике наиболее часто определяют ударную
вязкость KCU или KCV. В этой книге, когда решаются
теоретические вопросы, связанные Лс ударной вязкостью, для удобства
сохранено старое обозначение ударной вязкости Он. Это
рационально, потому что в учебниках и пособиях, а также в
справочной литературе более ранних лет ударная вязкость
обозначается этим же символом.
Ударная вязкость характеризует надежность материала —
сопротивление хрупкому разрушению. Однако значение а в
общем случае есть интегральная величина, так как
Ян = а3 + Ор,
где а3 — работа, затраченная на пластическую деформацию и
зарождение трещины в образце; Ор — работа, затраченная на
распространение трещины, образовавшейся в результате
приложения ударной нагрузки. Кроме того, необходимо учитывать,
что в реальных технических металлах всегда имеются так
называемые структурные концентраторы напряжений (посторонние
включения, микротрещины, границы зерна и др.). Эти дефекты
следует рассматривать как острые трещины. Таким образом,
показатель Ор более характеризует сопротивление реального
металла хрупкому разрушению.
№ 41. При выборе материала по справочнику установлено, что ударная
вязкость одного материала равна 90 МДж/м2, другого — 70 МДж/м2.
Подумайте, какой из этих материалов будет более надежен в работе (имеет большее
сопротивление хрупкому разрушению).
Ответ: 1) первый, см. с. 117; 2) второй, см. с. 117.
Для определения работы, затраченной на распространение
трещины, можно пользоваться несколькими методами. Однако в
производственных условиях, по-видимому, наиболее доступен
следующий. Для испытания на ударную вязкость изготовляют
два образца, которые имеют разную остроту надреза, и проводят
ударные испытания при температурах, когда излом полностью

Рис. 5.4. График
определения работы
распространения трещины
методом
экстраполяции
вязкий, определяя занчение ан. Далее строят
зависимость ан-функции от остроты надреза
г (рис. 5.4). Экстраполируя значения а„ к
нулевому значению радиуса надреза,
получают значение работы, затраченной только
на распространение трещины, т. е. ар. При
других радиусах закругления надреза
можно разложить удельную работу разрушения
а на составляющие: работу, затраченную
на зарождение трещины а3, и работу
распространения трещины через все сечения
образца ар.
Высокая конструкционная прочность
обеспечивается, когда материал обладает
значительным сопротивлением образованию
трещины а3и высоким сопротивлением ее распространения ар.
Очень важным критерием вязкости металла при ударных
испытаниях является вид излома (рис. 5.5, а, б, в). Для
хрупких материалов вид излома кристаллический, блестящий
(рис. 5.5, а). Для вязких материалов излом волокнистый,
матовый (рис. 5.5, б). Если материал обладает ограниченной
вязкостью, то образуется смешанный излом — кристаллический и
матовый (рис. 5.5, в).
Испытание на ударную вязкость является очень жестким
видом испытания. Если материал должен работать в условиях
низких температур, то проводятся ударные испытания при низких
температурах, когда вязкость некоторых материалов резко
снижена. Повышение хрупкости материала при пониженных
температурах называется хладноломкостью.
Большинство важнейших конструкционных материалов
(углеродистые стали) склонно к охрупчиванию при понижении
температуры испытания (работы).
Значение температуры охрупнивания материала является
важным критерием надежности материала в работе и
обязательно должно учитываться конструктором при выборе
материала для конкретного назначения.
Так как в справочной литературе данных о температурах
охрупчивания материалов приводится очень мало, то представ-
Рис. 5.5. Поверхности изломов:
а—межкристаллический излом хрупкого материала; б — волокнистый излом вязкого
материала; в — смешанный излом

ляется целесообразным подробней остановиться на методике
установления этих характеристик (для практических целей).
Критический интервал хрупкости чаще всего устанавливается
путем динамического испытания на изгиб серии ударных
образцов при различных температурах (см. с. 88).
Испытание на усталость. Большинство деталей машин и
конструкций, работающих при циклически действующей нагрузке,
разрушаются после определенного числа циклов нагружения,
когда действующие напряжения даже ниже предела текучести.
Это явление называется усталостью.
В качестве характеристики материала, работающего в
условиях циклического нагружения, используется предел
выносливости. О механизме усталости см. с. 100—105.
Пределом выносливости называется максимальное
напряжение, при действии которого не происходит усталостного
разрушения после произвольно большого числа циклов нагружения.
Наиболее часто испытание на усталость осуществляется на
испытательных машинах с вращающимся образцом, на который
действует изгибающая нагрузка. Проводя испытания при разных
нагрузках, которые вызывают в образце соответствующие
напряжения, определяют число циклов до разрушения и строят график
«напряжение о — число циклов нагружения N». (Для удобства
чаще на оси абсцисс откладывают 1пЛЛ)
На рис. 5.6 сплошная линия показывает формулу кривой
усталости, типичную для сталей. Видно, что при напряжениях
выше значения a_i образец разрушается после определенного
числа циклов, при напряжении ниже значения a_i образцы не
разрушаются при любом числе циклов нагружения. Поэтому a_i
есть предел выносливости. Если предел выносливости
определяется при симметричных циклах, то он записывается a_i. Если
испытание проводится при асимметричных циклах, предел
выносливости обозначается or (коэффициент асимметрии
К == CFmax/OVnin ) •
Так как база для определения предела выносливости большая
(для стали не ниже 107 циклов, для цветных металлов— 108),
то испытания на усталость очень
длительные.
Часто от детали не требуется,
чтобы она выдерживала миллионы
циклов нагружения. В этих
условиях задают напряжения, выше
а_1, вызывающее разрушение
после заданного числа циклов
нагружения, или (время работы до
разрушения) так называемую
«ограниченную выносливость». В этом
случае деталь по истечении
установленного времени работы
заменяют новой. В таких условиях
Рис. 5.6. Кривая усталости

работают, например, железнодорожные
рельсы. Естественно, что такой подход
позволяет экономить металл, так как
допускаемые напряжения выше
Предела выносливости и сечение детали и ее
масса меньше по сравнению с тем, если
расчетные напряжения принимались бы
ниже предела выносливости.
Исходя из отмеченного, при
испытаниях на усталость рационально выявить
дополнительные характеристики,
прежде всего число циклов (время работы)
до появления усталостной трещины и
число циклов после образования
трещины, которые приводят к
усталостному разрушению. На рис. 5.6 пунктирной линией показано число
циклов нагружения до образования усталостной трещины в
зависимости от значения действующего напряжения.
Разность между числом циклов до полного разрушения и
числом циклов до появления усталостной трещины называется
живучестью металла. Живучесть — важная характеристика
конструкционной прочности материала.
Введение этого понятия означает, что деталь может
работать при наличии усталостной трещины. Зачастую деталь не
разрушается в условиях, когда усталостная трещина охватывает
большую часть сечения детали, что видно из рис. 5.7.
Признаком усталостного разрушения является вид излома.
Он состоит из двух зон: относительно гладкой (притертой)
усталостной зоны Л, которая развивалась постепенно, и зоны
окончательного разрушения (долома) В, которая привела к полному
разрушению детали.
Усталостные испытания относятся к числу длительных и
дорогостоящих. Поэтому было проведено много исследований по
выявлению связей между пределом выносливости и другими
прочностными характеристиками, установление которых менее
трудоемко. Было выведено много эмпирических формул. Однако
эти формулы действительны только для гладких образцов (без
надреза), изготовленных из однотипных металлов, имеющих
сопоставимые структурные состояния. Следует отметить, что это
положение имеет силу и для различных других эмпирических
зависимостей. Поэтому при пользовании любыми эмпирическими
формулами необходим учет структурного соответствия между
материалом, для которого зависимость была установлена, и
исследуемым материалом.
Испытание на ползучесть. Многие детали машин, работающие
при высоких температурах (лопатки газовых и паровых турбин),
а также детали, работающие в этих условиях при постоянной
нагрузке, деформируются в течение времени вплоть до
разрушения. Это явление называется ползучестью.
Рис. 5.7. Усталостный излом:
Л — зона усталостного излома;
В — зона окончательного
излома (долома)

На рис. 5.8 приведена типичная кривая
ползучести. Участок Оа соответствует
упругой и пластической деформации,
вызванной мгновенным приложением
нагрузки; на участке ab металл деформируется с
замедляющейся скоростью; участок be
характеризует установившуюся скорость
ползучести; участок cd соответствует
ускоренной ползучести, которая заканчивается
разрушением в точке d.
Испытания металла при высоких температурах производят
кратковременные и длительные. При кратковременных
испытаниях при соответствующей температуре устанавливают те же
характеристики материала (£, ат, бв, б, \р и т. д.), что и при
испытаниях при нормальной температуре. Однако необходимо
учитывать, что если при нормальной температуре предел прочности
металла практически не зависит от длительности действия
нагрузки, то при повышенных температурах такая зависимость
становится весьма существенной. Увеличение длительности воздействия
напряжения приводит к снижению прочности.
Механическими характеристиками металла, предусмотренного
для работы при высоких температурах, являются предел
длительной прочности аЛ и предел ползучести ап.
Предел длительной прочности ад характеризует напряжение,
вызывающее разрушение металла при заданной температуре за
данный отрезок времени, например а?ооо°ч = 200 МПа.
Такая запись значит, что при напряжении 200 МПа деталь,
работая при 850 °С, разрушится через 1000 ч работы.
Обычно предел длительной прочности ад для металлов
задается серией линий для разных температур.
Другой характеристикой сопротивления ползучести является
предел ползучести а„, который характеризует напряжение,
вызывающее при данной температуре заданную деформацию
(например, 0,5%) при нагружении в течение определенного времени
(обычно не менее 500 ч). Так, например, запись ао,5/юоо= 150МПа
означает, что напряжение 150 МПа при 700 °С вызывает в данном
металле пластическую деформацию, равную 0,5 % за 1000 ч.
Знание пределов ползучести о„ и пределов длительной
прочности аЛ позволяет своевременно заменить детали, не доводя
машину (механизм) до аварии.
Суть явления ползучести и ее причины станут ясны, если
учесть, что ползучесть наступает при температурах нагружения
выше температуры рекристаллизации (см. § 4.2). Если
напряжения при этих температурах выше предела текучести при данной
температуре, то происходит пластическая деформация по
механизму, описанному в § 4.1, что приводит к упрочнению
(наклепу). Но в условиях, когда температура нагружения выше
температуры рекристаллизации, происходит рекристаллизация,
устраняющая упрочнение от наклепа, и продолжение действия нагруз-
Рис. 5.8. Кривая ползу
чести

ки вызывает рост деформации, которая, наконец, приведет к
разрушению детали.
Исходя из механизма ползучести, создают жаропрочные
материалы, имеющие высокую температуру рекристаллизации.
Для создания таких материалов используются дополнительные
меры, препятствующие перемещению дислокаций.
№ 42. Подумайте, как должно влиять на сопротивление ползучести
увеличение предела текучести ат материала.
Ответ: см. с 117.
Выше были рассмотрены основные способы механических
испытаний и основные характеристики механических свойств
металлов. Естественно, что условия эксплуатации определяют
тот комплекс свойств, которым должен обладать материал
реальной детали, чтобы обеспечить как необходимую
надежность, так и долговечность работы изделия, т. е.
конструкционную прочность. При установлении критерия прочности материала
важно, чтобы степень жесткости испытаний соответствовала
характеру напряжения материала в изделии, и она должна быть
различной для материалов с разной прочностью.
Так как при стандартных испытаниях трудно воспроизвести
полностью условия работы детали в конструкции, то в
дополнение к этим испытаниям часто производятся испытания готовых
изделий на стендах или в процессе эксплуатации. Это не
экономично, но позволяет принимать более обоснованные
окончательные решения при выборе материала и способов упрочнения
применительно к конкретным напряженным деталям.
§ 5.2. ТЕОРЕТИЧЕСКАЯ И РЕАЛЬНАЯ ПРОЧНОСТЬ МЕТАЛЛОВ.
КОНСТРУКЦИОННАЯ ПРОЧНОСТЬ МЕТАЛЛОВ;
ПОКАЗАТЕЛИ, ЕЕ ХАРАКТЕРИЗУЮЩИЕ
Выше отмечалось, что теоретическое сопротивление
пластическому деформированию металла подсчитывается по формуле
т « G/(2n). Теоретическое сопротивление хрупкому разрушению
путем отрыва одних атомных слоев от соседних составляет
~0,1£, где Е— модуль упругости. Сопротивление
деформированию и разрушению материалов в реальных деталях на
несколько порядков ниже теоретического сопротивления сдвигу и
отрыву. Это значит, что в настоящее время конструкционные
материалы имеют большие резервы прочностных свойств.
Очень часто причиной потери работоспособности деталей
(отказа их в работе) является качество материала, из которого
изготовлена деталь. Разновидностями отказов являются
деформация деталей, разные виды разрушения. Кроме того, детали
могут выйти из строя вследствие износа, коррозии, которые
изменяют качество материала в поверхностных слоях детали и
содействуют также их полному разрушению. Поэтому отказ детали
зачастую зависит от многих факторов, действующих одновременно,
и высокое качество детали может быть достигнуто при возможно

полном учете тех особенностей, которые имеют место в процессе
работы детали и определяют конструкционную прочность.
Конструкционной прочностью материалов называют комплекс
прочностных свойств, которые находятся в наибольшей
корреляции со служебными свойствами данного изделия.
Конструкционная прочность деталей зависит от качества материала, выбранного
конструктором, конструктивных особенностей детали, технологии
ее изготовления и условий эксплуатации. Чтобы специалисты,
связанные с производством деталей и их эксплуатацией, были
в состоянии обеспечить требуемую работоспособность деталей,
ниже рассматриваются основные факторы, влияющие на
конструкционную прочность:
1) конструкционные особенности деталей (их форма и
размеры);
2) механизмы разных видов разрушения деталей:
3) состояние материала в поверхностных слоях детали;
4) процессы, происходящие в поверхностных слоях деталей,
приводящие к отказам при работе.
Сопоставление факторов, влияющих на конструкционную
прочность, которые приведены выше, и механических свойств
материалов, приводимых в справочнике, позволяет утверждать,
что большинство факторов, влияющих на конструкционную
прочность, не находит отражения в справочниках вообще.
О том, что реальная прочность деталей может сильно
отличаться от прочности стандартных образцов из материала данной
марки, студент может заключить уже на основе ранее
изученного материала курса. Так, при изучении процесса
кристаллизации было выявлено, что величина зерна в отливках может быть
весьма различной, поэтому различны и свойства отливок. Далее,
реальные детали могут испытывать нагрузки, жесткость которых
отличается от жесткости при испытании стандартных образцов.
Уже это заставляет думать, что некритическое отношение к
данным, приводимым в справочниках, может привести к
совершенно неправильному решению проблемы выбора материала
для реальных деталей. Поэтому ниже разъясняют основные
факторы, влияющие на конструкционную прочность материала в
реальных деталях.
Когда детали имеют простую форму и работают в условиях,
близких к условиям испытания стандартных образцов,
критериями конструкционной прочности могут быть ат, Ов, б, а и др.
Неадекватность условий работы детали условиям испытания
стандартных образцов при расчетах рабочих сечений деталей
учитывают, вводя коэффициенты запаса, т. е. прочностные
свойства материала в детали берутся намного ниже прочностных
свойств материала по справочнику. Для обеспечения
необходимой конструкционной прочности сильно завышают размеры
(массу) деталей, что ведет к повышенному расходу материала
(известно, что во многих случаях масса машин, создаваемых в
СССР, значительно выше, чем в других промышленно развитых

странах). Но увеличение массы детали далеко не всегда
обеспечивает нужную конструкционную прочность. Необходимым
условием создания качественных конструкций при экономном
использовании материала является учет дополнительных
критериев, влияющих на конструкционную прочность материалов.
В зависимости от условий работы детали этими критериями
являются надежность и долговечность.
Под надежностью понимают сопротивление материала
хрупкому разрушению. Критериями, определяющими надежность,
являются температурные пороги хладноломкости, сопротивление
распространению трещины, коэффициент интенсивности
напряжения и др.
Другой характеристикой конструкционной прочности является
долговечность — способность детали сохранять
работоспособность в течение заданного времени. Критериями, определяющими
долговечность материала, являются усталостная прочность,
длительная прочность, износостойкость, сопротивление коррозии,
контактная прочность и другие в зависимости от характера
условий работы детали.
Влияние формы детали на конструкционную прочность.
Форма реальных деталей отличается от формы образцов для
стандартных испытаний, поэтому показатели, приводимые в
справочнике, не отражают механических свойств материала в детали.
Если сравнивать реальные детали с образцами для испытания
на растяжение, то очевидно несоответствие формы деталей и
образцов для испытания. Образцы при испытании на растяжение
гладкие (имеют постоянное сечение по всей длине образца). Что
касается форм деталей, то они могут быть крайне различными:
иметь переходы в сечениях, отверстия, резьбу и другие
неровности, что очень сильно отражается на реальной прочности и
особенно пластичности материала деталей.
Чтобы понять влияние формы детали на механические
свойства, представим себе, что
изготовлены два образца для
испытания на растяжение: один
гладкий, подобный
стандартному образцу, другой образец
имеет выточку и имитирует
какую-нибудь реальную деталь.
На рис. 5.9 приведены эскизы
части этих образцов.
Пусть сечение гладкого
образца и минимальное сечение
образца с выточкой одинаковы
и образцы сделаны из одного и
того же металла. Тогда средние
напряжения по сечению обоих
образцов при действии на них
одинаковой нагрузки будут оди-
Рис. 5.9. Эпюры напряжений при
растяжении гладкого (а) и надрезанного
{б) образцов

наковы. Однако распределение
напряжений по сечению этих
образцов сильно отличается, что
видно из эпюр напряжений: у
гладкого образца напряжения по всему
сечению одинаковы и равны аср; у
образца с выточкой (в части
образца) напряжения атах под
выточкой (см. рис. 5.9) выше
средних. Поэтому говорят, что
выточка создала концентрацию
напряжений. Такая концентрация
возникает от любой неровности в
сечении детали, и поэтому такие
неровности называются
концентраторами напряжений. Концентрация
напряжений под выточкой тем
больше, чем глубже и острее
надрез (выточка).
Теоретически коэффициент концентрации напряжений атах
можно определить по формуле
атах = 2асрУ//р,
где аср — средние напряжения в детали; р — радиус
закругления, мм; t — глубина надреза, мм.
Помимо концентрации напряжения выточка в образцах
вызывает трехосное напряженное состояние, увеличивающее
склонность к хрупкому разрушению даже в том случае, когда сам
материал пластичен.
Известный материаловед Ван-Флек отмечает следующие
возможные причины хрупкого разрушения пластичного материала.
1. Напряжение в участке детали около концентратора
напряжения вызывает пластическую деформацию (наклеп материала);
в результате исчерпана пластичность. Дальнейший рост
напряжения приводит к хрупкому разрушению.
2. Внутри детали материал имеет непластичные включения,
которые играют роль внутренних концентраторов напряжений,
способствующих возникновению разрушения посредством
образования и слияния мелких полостей.
3. Когда деформация способна изменить распределение
напряжений, то не сохраняются условия простого одноосного
нагружения.
Роль подавления пластической деформации от возникновения
трехосного напряженного состояния на свойства пластичного
материала Ван-Флек иллюстрирует следующей аналогией. Если
стержень, сделанный из припоя, состоящего из 50 % РЬ и 50 %
Sn, подвергнуть растяжению, то ат = 31,6 МПа и ан = 42 МПа.
Но если такой же стержень сделать из двух кусков стали,
спаянных этим же припоем, и подвергнуть растяжению, то ат =
Рис. 5.10. Сдерживание
пластической деформации (спаянный
стальной стержень):
а — виды напряжений, возникающих в
образце; б — эпюры этих напряжений
по Ван-Флеку

= 42 МПа. Разрушение же наступит при значении ав= 200 МПа.
Пластическая деформация сдерживается в припое более жесткой
сталью, в результате чего не происходит образование «шейки»
в обычно пластичном припое.
Таким образом, один эффект от присутствия концентратора
напряжений сводится к сохранению номинального поперечного
сечения, в связи с чем разрушение происходит при большем
напряжении. Однако проявляется и другой эффект, показанный
на рис. 5.10, а. Сдерживание сталью пластической деформации
припоя приводит, во-первых, к появлению в материале
радиальных напряжений ар, возрастающих по мере приближения к центру
стержня (см. эпюру на рис. 5.10, б). Во-вторых, это приводит
к перераспределению осевых напряжений аос по отношению к
среднему напряжению аср. Следствием второго эффекта
является уменьшение напряжения на поверхности, которое становится
меньше действующего среднего напряжения. В результате
затрудняется зарождение разрушения. Другим, более важным
следствием является то, что эффективное напряжение в стержне при
одноосном нагружении приблизительно равно разности между
осевыми и радиальными напряжениями (рис. 5.10, б):
Оэф = (Тос — Ор.
Таким образом, при сдерживании пластической деформации
эффективное напряжение оказывается меньше приложенного
растягивающего напряжения (сравните на рис. 5.10, б эпюры
разных напряжений). Величина радиального напряжения <тр
растет по мере уменьшения толщины слоя припоя, что
сопровождается уменьшением значения аЭф, т. е. материал детали может
выдерживать, не разрушаясь, большие нагрузки. Но вместе с
уменьшением толщины слоя припоя пластическая деформация
его все больше сдерживается сталью. При нарастании нагрузки
это ведет, наконец, к хрупкому разрушению (предел текучести
окажется выше разрушающего напряжения). Так, понижение
пластичности материала у надреза ведет к увеличению предела
текучести ат материала при наличии
концентратора напряжений.
Что касается соотношения предела
прочности ав для гладких образцов и аЕ
для надрезанных образцов (рис. 5.11), то
существует следующая закономерность:
в случае вязкого разрушения в результате
большой местной пластической
деформации и сильного местного наклепа предел
прочности образцов с концентратором
всегда выше, чем гладких. В случае
хрупкого разрушения надрезанные образцы
имеют значительно меньшую прочность,
крайне не постоянную по величине. В
области прочности, когда ав= аИ, наблюдается
Рис. 5.11. Сопоставление
прочности гладкого и
надрезанного образцов
(А. П. Гуляев)

полухрупкое разрушение. А. П. Гуляев отмечал большое влияние
концентратора на результаты испытания хрупких материалов.
В этом случае действуют многие факторы, которые не оказывают
влияния на результаты испытания мягких материалов (состояние
поверхности, технология изготовления образцов, соосность
захватов машины и др.). Практически эти моменты не сказываются
на испытании материалов с прочностью до 1500 МПа и при
*>40%.
Роль концентраторов напряжений у пластичных
(малопрочных) и хрупких (высокопрочных) материалов различна.
Как правило, чем выше предел прочности материала, тем
сильнее уменьшает надрез (концентратор) его пластичность.
Поэтому высокопрочные материалы (легированные стали) могут
быть весьма чувствительны к концентраторам напряжения, что
следует учитывать при выборе марки стали и назначении для
детали оптимальной упрочняющей обработки. Детали с
концентраторами особенно чувствительны к нарушению оптимальной
для них термической обработки (росту зерна, возникновению
отпускной хрупкости).
Какой-либо надежной связи между пластичностью гладких и
надрезанных образцов установить нельзя. Это важное положение
распространяется не только на высокопрочные, но и на все
другие сорта стали. Поэтому по показателям пластичности б, г|),
приводимых в справочниках, нельзя установить способность к
пластической деформации реальных деталей.
А. П. Гуляев отмечает, что технология испытания на
растяжение высокопрочных материалов при пределе прочности
ав= 150...2500 МПа отработана недостаточно, и советует
относиться к этому с большой осторожностью. Для высокопрочных
материалов рекомендуют менее жесткие, чем растяжение, виды
нагружения. (Коэффициент жесткости при растяжении ар ~0,5,
при сжатии а ~ 2, при кручении а,ф ~ 0,8, при изгибе 0,5<аиз<
< 0,8.) Относительное значение коэффициента жесткости
нагружения полезно запомнить. Это важно для выбора материала
при конструировании.
Приведенные значения а не могут использоваться в расчетах,
но их относительная величина показывает, при каком виде
нагружения наиболее вероятно ожидать опасного хрупкого
разрушения при возможной в процессе работы перегрузке.
Конструктор, выбирающий материал для детали,
работающей в условиях жесткого нагружения (коэффициент а мал),
должен особенно внимательно выбирать материал детали,
чтобы избежать аварии хрупкого разрушения при работе
конструкций.
Сопротивление материала хрупкому разрушению называется
надежностью.
У пластичных металлов при нагружении происходит местная
пластическая деформация, в результате чего наблюдается
изменение напряженного состояния: максимум осевых напряжений

перемещается в глубь образца, и опасность хрупкого разрушения
таких материалов меньше, чем высокопрочных.
Для оценки вязкости материала, используемого для
изготовления деталей, имеющих концентраторы напряжений,
производится испытание, определяющее чувствительность материала к
трещине при изгибе надрезанных образцов. Такая методика
оценки вязкости принята Регистром СССР для приемки
судостроительных корпусных сталей.
При еще более жестких требованиях к свойствам материалов
производится испытание на внецентровое растяжение
специальных надрезанных образцов.
Чувствительность стали к наличию трещины оценивается
путем измерения работы, затрачиваемой при изгибе до
разрушения образца после образования трещины. Установлено, что
пластичные и хрупкие материалы могут иметь близкие значения
общей работы разрушения, но для хрупких материалов резко
уменьшена работа деформации образца после образования
трещины.
Ознакомившись с влиянием концентраторов напряжений на
конструкционную прочность, можно сделать вывод, что при
конструировании необходимо по возможности предусматривать
плавные переходы в сечениях детали (с большим радиусом
закругления).
Далее рассмотрим механизм процесса разрушения, так как,
понимая его, специалист может предусмотреть меры,
предупреждающие разрушение. Разрушение тесно связано с пластической
деформацией.
№ 43. Болт изготовлен из стали с ан = 600 МПа, имеет резьбу с глубиной
витка 2 мм и радиусом закругления 0,5 мм. Что будет происходить с болтом,
если от действующей нагрузки в нем возникает напряжение оср=200 МПа?
Ответ: болт: 1) хрупко разрушится, так как атах > ов% см. с. 117; 2)
деформируется, см. с. 117; 3) трудно сказать, так как неизвестно значение аЭф (рис. 5.10),
см. с. 117.
№ 44. Решите, при каком виде нагружения (изгибе или растяжении)
наиболее вероятно ожидать хрупкого разрушения деталей?
Ответ: см. с. 117.
§ 5.3. МЕХАНИЗМ РАЗРУШЕНИЯ МЕТАЛЛОВ
Во всех случаях диаграммы зависимости деформации от
нагрузки или напряжений заканчиваются в определенной точке, что
означает разрушение образца. В общем, по диаграмме
деформации можно судить, является ли разрушение хрупким или вязким.
Если диаграмма представлена прямой линией, когда имеет место
только упругая деформация, то по достижении предела прочности
материала происходит хрупкое разрушение в чистом виде. Это
свойственно разным неметаллическим материалам, не имеющим
металлического типа связи между частицами. Для металлов
чисто хрупкое разрушение не имеет места.
Практическим критерием хрупкого разрушения металлов
является малая величина пластической деформации до разрушенмя

Вязкому разрушению предшествует значительная пластическая
деформация. Хрупкое и вязкое разрушение сильно различаются
по скорости развития процесса разрушения: скорость развития
хрупкого разрушения очень велика, а скорость развития вязкого
разрушения мала, так как оно сопровождается значительной
пластической деформацией, протекающей относительно медленно.
Что касается причины разрушения, то в обоих случаях это
нормальные растягивающие напряжения, которые, достигнув
значения теоретической прочности (сил связи между атомами),
приводят к разделению материала на части.
Ввиду чрезвычайно различных последствий этих видов
разрушения материалов необходимо рассмотреть дислокационный
механизм процессов разрушения и факторы, определяющие
склонность к тому или иному виду разрушения металла.
Установлено, что причиной образования зародышевых трещин
в кристаллах может быть перемещение дислокаций при нагру-
жении материала.
В настоящее время разработано несколько моделей
дислокационного механизма зарождения трещины. Ниже
рассматривается модель Стро-Мотта. Согласно этой модели, дислокации при
движении, встречая на пути препятствие (граница зерна,
двойника, межфазная граница в гетерогенных структурах и т.д.),
скапливаются перед ним (рис. 5.12, а). Напряжение в узкой зоне
у головных дислокаций при этом может на три порядка
превышать приложенное напряжение. В результате этого происходит
слияние нескольких головных дислокаций у барьера и
образование зародышевой трещины (рис. 5.12, б). В реальных условиях
при нагружении металла трещина опасного размера, которая
может привести к хрупкому разрушению, образуется при
скоплении приблизительно ста дислокаций. Так дислокационная
теория объясняет зарождение трещины при хрупком разрушении.
Однако, как описывалось выше, в реальном металле всегда
имеются готовые дефекты, в том числе типы трещин, которые мо-
Рис. 5.12. Дислокационный механизм образования
трещины:
а — скопление дислокаций у препятствия; б — слияние
дислокаций и образование зародышевой трещины

гут быть очагом распространения хрупкого разрушения, если
концентрация напряжения в материале около края трещины
достигнет значения сил связи между атомами.
Английский ученый Гриффите вывел зависимость между
критической длиной трещины /к (концентратора напряжения)
и напряжением ак, при котором эта трещина будет развиваться:
где Е — модуль упругости при растяжении; ys — коэффициент
поверхностного натяжения для данного материала.
На основе формул (5.1), (5.2) можно показать, что для
стократного понижения прочности материала достаточно
концентратора напряжения (трещинки) глубиной всего 1 мкм.
При вязком разрушении развитие трещины критического
размера происходит также за счет перемещения дислокаций.
Принципиальное различие при этих видах разрушения — в количестве
дислокаций, сопровождающих процесс развития трещины. При
хрупком разрушении их практически нет, при вязком — много
(рис. 5.13). Это пример перехода количественных изменений в
качественные.
Возникает вопрос: почему при хрупком разрушении развитие
трещины не сопровождается образованием и движением
дислокаций? Решение этого вопроса важно потому, что после него станет
ясно, почему хрупкое разрушение происходит внезапно (и потому
очень опасно).
Объяснение можно найти, проанализировав, как изменяется
термодинамический потенциал системы (металла) при
образовании и развитии трещины. При развитии трещины освобождается
упругая энергия кристаллической
решетки, что уменьшает значение
термодинамического потенциала G
(рис. 5.14). Наряду с этим при росте
трещины происходит увеличение
термодинамического потенциала за счет
увеличения поверхностной энергии от
образования новых поверхностей при
развитии трещины. На рис. 5.14
показана схема изменений этих энергий
в зависимости от размеров трещины.
Рост трещины до критической /к
сопровождается увеличением энергии
системы. Это значит, что для
увеличения трещины до значения /к необхо-
Рис. 5.13. Схема развития
трещины при вязком разрушении
(развитию трещины
препятствует значительное перемещение
дислокации и пластическая
деформация — заштрихованная
зона; трещина тупая)

Рис. 5.14. Схема изменения
термодинамического потенциала
металла при росте трещины
димо затратить работу. Для
дальнейшего развития трещины (по
достижении величины /к) в этом нет
необходимости, так как рост трещины
сопровождается уменьшением
термодинамического потенциала и поэтому
будет происходить самопроизвольно
(спонтанно): начиная от /к
количество выделяющейся энергии больше,
чем поглощаемой, для развития
поверхности разрушения. Из-за
высвобождения энергии трещина растет
лавинообразно и разрушение
происходит с большой скоростью.
№ 45. Подумайте, любая ли трещина,
достигнув размера /к, может спонтанно
развиваться. Какое условие для этого еще должно
быть выполнено?
Ответ: см. с.117.
Вы правильно решили, что для развития трещины
необходимо, чтобы напряжение в устье трещины было не меньше сил
связи между атомами. Эти силы примерно составляют 0,1£, где
Е — модуль упругости. (Для железа £=2,1 -104 МПа.) Такие
напряжения возникают, если трещина острая с минимальным
радиусом закругления около 100 А (Ю-8 см).
Если трещина, развиваясь, будет раскрываться, то вместе с
увеличением длины трещины / растет радиус г и, согласно
формуле Отах = 2асру//г, для развития трещины требуется
непрерывное увеличение действующего напряжения. При этом, если дробь
1/г будет уменьшаться, при росте атах трещина может
распространиться через все сечение детали, так и не достигнув
критического размера. Так как для хрупкого разрушения требуется,
чтобы в материале около устья трещины значение атах стало
равным теоретической прочности, то это достигается, если трещина
остается острой. Это и является типичным при хрупком
разрушении.
Вязкое разрушение происходит при раскрывающейся
трещине. Для этого вида разрушения характерна тупая трещина.
Характер разрушения (хрупкое или вязкое) отражается на
виде поверхности разрушения. Так как распространение
трещины при хрупком разрушении происходит в результате
разрывов межатомных связей по кристаллографическим плоскостям
зерен, то эти плоскости хорошо отражают световые лучи и
поверхность разрушения блестящая (или, как ее еще называют,
кристаллическая). При вязком разрушении параллельно с ростом
трещины происходит процесс пластической деформации металла
около трещины, преимущественно впереди ее, где концентрация
напряжений максимальная. Энергия нагружения в этом случае
затрачивается как на образование новых поверхностей раздела,

так и на пластическую деформацию. При росте трещины
поверхность разрушения не будет идеально гладкой; она рассеивает
световые лучи и выглядит матовой. В этом случае говорят, что
поверхность разрушения волокнистая. Таким образом, внешним
признаком того, разрушилась деталь хрупко или вязко, является
вид излома: при хрупком разрушении поверхность разрушения
кристаллическая (блестящая); при вязком — волокнистая
(матовая). Поэтому следует подчеркнуть, что при изучении причин
аварий очень важно сохранить чистыми поверхности разрушения,
так как по ним определяют характер разрушения.
Как отмечалось, образование зачаточной трещины при
хрупком разрушении происходит путем движения дислокации, т. е.
имеет место незначительная пластическая деформация. При
вязком разрушении в реальных металлах частично происходит
хрупкое разрушение. Чтобы понять это, рассмотрим механизм
вязкого разрушения.
Наиболее типичным процессом вязкого разрушения является
образование излома типа «конус-чашечка» (рис. 5.15, а).
Рассмотрим кинетику вязкого разрушения на примере
растягиваемого образца из вязкого материала. По достижении
равномерного удлинения образца при о = ав (рис. 5.15, а, б) деформация
локализуется в одном участке образца, где начинается
образование шейки.
В этих условиях в области шейки возникает объемное
трехосное напряженное состояние материала. Деформация в шейке
осуществляется вначале по многим системам скольжения. По
мере развития шейки в условиях объемного напряженного
состояния начинает превалировать деформация в одной системе
скольжения, где действуют максимальные касательные напряжения.
В случае чистых металлов с решеткой г.ц.к., когда нет факторов,
затрудняющих процесс течения, происходят дальнейшее сужение
шейки, приводящее к 100 %-ному сужению в точку, и
разделение образца на части срезом (соскальзыванием) (рис. 5.15, б).
Если действующая система скольжения может быть
заблокирована (решетка о.ц.к. с частицами другой фазы), то начинается
образование трещины обычно около середины шейки поперек оси
образца. Причиной образования
трещин и пор является концентрация
напряжений от скопления
дислокаций около инородных включений.
Дальнейшее развитие поверхности
разрушения происходит от хрупкого
разрыва перемычек между порами и
микротрещинами. Последняя
стадия пластического разрушения
заключается в образовании конической
части излома под углом 45° к
первоначальному направлению трещины
(дну чашечки, рис. 5.15, а).
Рис. 5.15. Схема вязкого
разрушения:
а — конус-чашечка; б — сужение в
точку

Увеличение скорости развития узкой конической трещины
сопровождается увеличением концентраций напряжений перед
трещиной и происходит за счет перемещений дислокаций по
наиболее благоприятной системе скольжения, т. е. заключительный
процесс похож на соскальзывание частей образца друг с другом
по схеме рис. 5.15, б. Отсюда вывод, что абсолютного различия
при хрупком и вязком разрушении металлов нет.
Рассмотренные крайние случаи разрушения практически не
имеют места. Разрушение происходит смешанным путем. Как
отмечалось, даже при вязком разрушении (рис. 5.15, а), когда на
образце образуется шейка, заключительное разрушение
происходит отрывом (хрупко) в участках перемычек между порами и
микротрещинами. Поэтому, когда говорят о вязком или хрупком
разрушении, это значит, что названный вид разрушения является
превалирующим. Очевидно, при хрупком разрушении на
поверхности излома превалирует кристаллическая (блестящая) часть,
при вязком—волокнистая (матовая). На основе количества
блестящей и волокнистой составляющих в изломе судят о
склонности материала к тому или иному виду разрушения.
Вязкость разрушения. Как было установлено, в реальных
материалах всегда имеются дефекты, в том числе и мелкие
трещины. Однако не каждая трещина приводит к разрушению.
Поэтому практически важно установить критический размер
трещины, опасной для детали. Эти вопросы изучает механика
разрушения. Критическим размером трещины, согласно рис. 5.14,
является такая, рост которой приводит к уменьшению
термодинамического потенциала, так как тогда для развития трещины
не требуется внешних усилий. Исходя из этого можно сказать,
что трещина не будет самопроизвольно развиваться до тех пор,
пока освобождающаяся упругая энергия будет оставаться ниже
работы, затрачиваемой на рост поверхностей трещины.
Английским ученым Ирвином установлено, что самопроизвольно
происходит рост трещины, когда произведение /а2 (/ — длина
трещины, о — напряжение) достигнет критического значения.
Параметр /( = аа-\// называется коэффициентом
интенсивности напряжения. Если параметр К определяется
экспериментально в условиях плоскодеформированного состояния, когда
разрушение происходит путем отрыва — перпендикулярно
плоскости трещины, то его обозначают К\с и называют вязкостью
разрушения при плоской деформации. Таким образом, если
значение Kic известно, то по значению действующего напряжения
можно определить опасный размер трещины или при наличии
трещины известного размера установить, при каком.напряжении
произойдет разрушение. Однако экспериментальное определение
критерия К\с сопряжено с большими трудностями, основная из
которых — толщина образца ft, которая должна удовлетворять
условию 6>2,5 (K\c/oo:2f.
Расчет показывает, что для материала с /Cic = 500 при
а02==500 МПа толщина образца должна быть 250 мм (масса

около 1,5 т), что практически
неосуществимо. Поэтому коэффициент
интенсивности напряжения по Ирвину определяют
для высокопрочных материалов (<то,2^
> 1200 МПа), разрушающихся хрупко
или полухрупко.
В то же время знание коэффициента
вязкости разрушения К\с для разных
материалов практически весьма важно, что
видно из схемы (рис. 5.16, на схеме а —
рабочее напряжение, / — длина дефекта,
для дефекта типа трещины т = 0,5...2).
Если точка а на схеме показывает
механическое состояние материала, то дефект
при таком напряжении не опасен, однако
разрушение произойдет в момент
пересечения точки а с кривой Ки, если будет
расти напряжение или увеличится по какой-либо причине длина
дефекта (например,от усталости). Из рис. 5.16 видно, что материал с
более высоким значением Ки (кривая /) более надежен, так как
его разрушение произойдет при большем напряжении или при
большей длине трещины. Поэтому проводится много исследований
для упрощения методики определения коэффициента вязкости
разрушения Ки.
Для упрощения определения Ки Черепановым и Райсом
разработан так называемый метод У-интеграла, который
отражает энергию, поступающую в зону вершины трещины на
единицу длины /=—р-. /-интеграл связан с К\с зависимостью
]и = —IpL Ки, где v — коэффициент Пуассона; Е — модуль
упругости при растяжении.
Доказано, что /-интеграл независим от геометрии образца
в гораздо большей степени, чем К\с (требуются образцы до
50 раз меньшей толщины).
Толщина образца / при определении /ic-интеграла должна
соответствовать условию
t = a—*— ,
00.2-1-0,,
где а — коэффициент; оо,2 — предел текучести; ав - предел
прочности.
Методика определения /-интеграла приведена в работе
«Расчеты испытания на прочность. Методы механических
испытаний металлов. Определение вязкости разрушения (трещино-
стойкости) при статическом нагружении» (М.: Изд-во
стандартов, 1982. С. 55).
Коэффициент интенсивности напряжения Ки в большой
степени зависит от предела текучести материала. Так, для алю-
Рис. 5.16. Зависимость
разрушающего дефекта
от напряжения и
показателя Kicy равного 2000 Па
(кривая /) и 1000 Па
(кривая 2)

миниевых сплавов с ав = 500 МПа коэффициент интенсивности
напряжения К\с= 10 МПа/мм3/2, а для высокопрочных сталей
с о„=1600 МПа К\с=20 МПа/мм3/2.
Несмотря на то что коэффициент интенсивности напряжения
является ценной характеристикой надежности материалов, его
определение производят при ограничивающих условиях:
испытуемый материал должен иметь предел текучески гладкого
образца больше предела прочности образца с трещиной; должна
быть обеспечена плоская деформация (вся поверхность
разрушения должна быть перпендикулярна действующей силе).
Кроме того, говорилось об особенностях размеров образцов для
определения этой характеристики. Поэтому критерии К\с
используют для оценки надежности высокоответственных изделий,
изготовляемых из высокопрочных материалов.
Так как надежными должны быть детали, работающие и в
других условиях, то критерием надежности материала является
составляющая а,, общей работы разрушения при ударном
нагружении, методика, определения которого приводилась выше.
Следующей важной характеристикой надежности материалов
являются температурные хладноломкости.
Температурные пороги хладноломкости устанавливают
путем «сериального» испытания
образцов материала на
ударную вязкость при разных
температурах.
По виду излома
устанавливают количество волокнистой
(вязкой) составляющей в
изломе и строят график (рис. 5.17,
верхняя часть). Порог
хладноломкости характеризуется
двумя температурами: Тв (выше
этой температуры излом
полностью вязкий) и Гн (ниже этой
температуры излом полностью
хрупкий). Нижняя часть
графика (рис. 5.17) показывает
зависимость ударной вязкости а
и работы распространения
трещины аР от температуры.
Температуры Гви Гн
называются верхним и нижним
температурными порогами
хладноломкости. Иногда порог
хладноломкости характеризуют одним
значением, например Г50, что
означает температуру, при
которой имеется 50 % волокнистой
составляющей в изломе.
Рис. 5.17. Определение температурных
порогов хладноломкости:
а — сериальная кривая для определении
температурных порогов хладноломкости;
б — зависимость а и ар от температуры

Надежным конструкционным материалом является такой, в
котором работа распространения трещины аР не равна нулю.
Как видно из нижней части рис. 5.17, это имеет место, когда
температура эксплуатации выше Тн. Лучше всего
эксплуатировать материал при температуре выше Гв.
Разницу между 7V и температурой эксплуатации называют
запасом вязкости.
Чем ниже порог хладноломкости, тем более надежен
материал.
Выше порога хладноломкости материал тоже может быть
ненадежным, если мало абсолютное значение Яр, что
характеризует сопротивление материала вязкому разрушению.
§ 5.4. ФАКТОРЫ, ВЛИЯЮЩИЕ НА СОПРОТИВЛЕНИЕ МЕТАЛЛА
ХРУПКОМУ РАЗРУШЕНИЮ.
НАДЕЖНОСТЬ МАТЕРИАЛА В РАБОТЕ
Так как хрупкое разрушение происходит внезапно, а это
может иметь тяжелые последствия, то ниже рассматриваются
основные факторы, содействующие хрупкому разрушению.
Влияние характера нагружения детали. При
конструировании характер нагружения детали непосредственно определяется
условиями работы детали. Какая бы ни действовала нагрузка,
в детали возникают нормальные и касательные напряжения.
Их относительное значение определяется характером
нагружения. Важно помнить, что рост касательных напряжений приводит
к пластической деформации и к вязкому разрушению. Рост
нормальных напряжений приводит к хрупкому разрушению.
Величина а=ттах/атах есть коэффициент жесткости
нагружения, который имеет
следующие приблизительные
значения для различных способов
нагружения: араСт~ 0,5,
Ок., да 0,8, 0,8 > аИзг > 0,5,
Осж « 2. Чем меньше
коэффициент жесткости, тем
большее значение
растягивающих напряжений, рост
которых может вызвать хрупкое
разрушение. Установив
характер напряжения в детали,
особое внимание следует
обратить на те, которые
работают в условиях, когда
коэффициент жесткости мал
(высока жесткость
нагружения).
Рис. 5.18. Диаграмма механического
состояния стали (для крупнозернистой стали
пунктирные линии, для мелкозернистой —
сплошные) по Я. Б. Фридману:
0в(к) — сопротивление вязкому разрушению
крупнозернистой стали; ав(М) —
мелкозернистой стали; аТ(к). 0т(м) — пределы текучести
этих сталей; sK(k). «к(м) — сопротивление
отрыву этих сталей

Из диаграммы механического
состояния (рис. 5.18) видно, что при
растяжении рост нормальных напряжений,
возможный при перегрузке, приведет к
достижению сопротивления отрыву SOT
и деталь разрушится хрупко. В
условиях менее жестких способов нагружения
при росте нагрузки достигается
значение предела текучести ат; деталь
начинает деформироваться. Обычно это
приводит к нарушению размерных
цепей и машина перестает работать.
В крайнем случае при росте нагрузка
достигнет значения ав и произойдет
вязкое разрушение детали, менее
опасное, чем хрупкое.
Влияние температуры на работу детали. На рис. 5.19
показано влияние температуры на изменение сопротивления отрыву
Sot и на предел текучести ат. Сопротивление отрыву, которое
зависит от сил межатомных связей, практически не зависит от
температуры. Предел текучести от с понижением температуры
повышается и при температуре ниже Тк становится выше
значения Sot. Поэтому, когда температуры в условиях эксплуатации
выше Гк, материал надежен в работе. При температурах ниже
Тк этот же материал при росте нагрузки разрушается хрупко, так
как предел текучести выше сопротивления отрыву. Таким
образом, один и тот же материал при разных температурных
условиях эксплуатации может быть надежен или ненадежен в
работе. Отсюда должно быть понятно, почему количество аварий
растет в зимнее время. Особенно важно учитывать охрупчивание
материала для машин, работающих в условиях Сибири или
Севера.
Влияние скорости нагружения. Вопрос о влиянии скорости
нагружения выясняется, если учесть, как влияет скорость
нагружения на сопротивление материала пластическим деформациям
и на сопротивление отрыву. Пластическая деформация
происходит за счет перемещения дислокаций. Скорость этого процесса
относительно мала. Сопротивление отрыву определяется силами
межатомного взаимодействия и от скорости деформации
практически не зависит.
Чтобы представить вышесказанное графически, отметим на
рис. 5.19 на оси абсцисс рост скорости нагружения v справа
налево, тогда приведенные графики изменения предела текучести
ат и сопротивления отрыву SOT будут характеризовать
качественную зависимость этих величин от скорости нагружения. Так,
при малых скоростях рост напряжений, достигнув значения
предела текучести о»т, приведет к пластической деформации,
развитие которой с дальнейшим увеличением нагрузки приведет к
вязкому разрушению. При высоких скоростях нагружения, когда
Рис. 5.19. Схема зависимости
сопротивления отрыву SOT и
ат от температуры Т и
скорости нагружения v

v > Ук, при значении напряжения, равном SOT, произойдет
хрупкое разрушение.
На основе анализа ряда работ отмечается, что рост скорости
нагружения сопровождается повышением температурного порога
хладноломкости.
Так, при скорости нагружения у = 8,2-10~4 м/с для стали
с 0,2% углерода Гн= —100 °С, при скорости у = 8,3 м/с Тн =
= —15 °С, а при у = 83,3 м/с Гн = 0°С.
Влияние размера детали. С увеличением размера детали
повышается температурный порог хладноломкости. Этот же фактор
сильно понижает предел выносливости.
По этой причине приводимые в справочнике данные по
свойствам, полученные на стандартных образцах, оказываются
завышенными для реальных деталей, которые крупнее этих
образцов. В условиях изгиба и кручения влияние размера детали
выражено менее резко, чем при растяжении, потому что при
изгибе и кручении наиболее сильно нагружены лишь малые объемы
металла в поверхностном слое.
Очень важен учет масштабного фактора, когда изготовляют
сварные конструкции, в особенности изделия типа работающих
под давлением сосудов с большим протяжением сварного шва.
Здесь следует учесть, что в тех случаях, когда образцы из
стыковых сварных швов хотя бы изредка дают хрупкое разрушение,
данная сталь (или данный вид сварки) не должна применяться.
В крайнем случае сосуды должны подвергаться индивидуальной
проверке на опрессовку с давлением, значительно превышающим
рабочее.
Из вышеприведенного делаем вывод, что в целях повышения
конструкционной прочности не следует увеличивать сечение и
массу деталей. Следует использовать другой материал, имеющий
более высокий комплекс механических свойств, или применить
для детали малого сечения оптимальную упрочняющую
обработку.
Влияние концентратора напряжения. Выше говорилось, что
концентратор напряжения понижает
пластичность материала, содействует
хрупкому разрушению.
На рис. 5.20 показано изменение
предела текучести ат гладкого / и
надрезанного 2 образца в зависимости от
температуры испытания. Видно, что
предел текучести надрезанного
образца в 2...3 раза выше, чем образца
гладкого. Видно, что температура 7\
перехода в хрупкое состояние у
надрезанного образца соответственно стала
выше, чем у гладкого. Но так как Тк\
и ГК2 есть пороги хладноломкости,
характеризующие надежность детали в
Рис. 5.20. Температура
перехода от вязкого разрушения
к хрупкому для гладкого / и
надрезанного 2 образца

работе, то следует констатировать, что концентраторы
напряжений уменьшают надежность, т. е. ГК2<ТК1. При проектировании
эффект от действия концентраторов напряжений учитывается
соответствующими коэффициентами. Однако, как отмечалось
выше, эффективность концентратора зависит от множества
факторов, учесть которые расчетным путем крайне трудно. Поэтому
при выполнении проектов реальных конструкций приходится
проводить дополнительные испытания — в ответственных случаях
проводить натурные испытания детали в целой
металлоконструкции.
Влияние размера зерна металла. Используя сталь, следует
иметь в виду, что крупнозернистый материал отличается от
мелкозернистого в основном пониженным сопротивлением хрупкому
разрушению (отрыву) S«T. Это видно из рис. 5.18, где сплошными
линиями приводится диаграмма механического состояния для
мелкозернистой стали, а пунктирными — для крупнозернистой.
При вязком разрушении предел текучести крупнозернистой стали
аТ(к) всегда ниже, чем мелкозернистой аТ(м).
При нежестких условиях нагружения величина зерна не
влияет на характер разрушения. Только крупнозернистые стали,
имея более низкий предел текучести, претерпевают до
разрушения большую пластическую деформацию (ср. пунктирные и
сплошные линии / и 2 на рис. 5.18).
При жестком нагружении (растяжение надрезанного
образца) мелкозернистые стали разрушаются вязко, давая известную
пластическую деформацию; крупнозернистые — разрушаются
хрупко (см. ход луча 3 на рис. 5.18). Температурные пороги
хладноломкости сталей с разной величиной зерна также
различны (рис. 5.21).
На рис. 5.22 показано количественное соотношение между
величиной зерна, значениями предела текучести, разрушающего
напряжения и деформации.
Видно, что если величина
зерна а>0,2 мм, то предел
текучести выше разрушающего
напряжения и материал
разрушается хрупко без пластической
деформации. Если зерно
меньшего размера, то предел
текучести ниже разрушающего
напряжения и разрушение
происходит вязко, причем
деформация тем больше, чем мельче
зерно.
Работами Я. М. Потака и
В. В. Сачкова было доказано,
что в нормализованной и
отожженной доэвтектоидной стали и
в стали после неполной закал-
Рис. 5.21. Работа деформации при
ударном растяжении сталей —
крупнозернистой (/) и мелкозернистой (2) —
в зависимости от температуры
(Ф. Ф. Витман, Н. Н. Давиденков)

а,мм
0,0Ь
Рис. 5.22. Зависимость прочности
низкоуглеродистой стали при —195 °С от величины
зерна:
/ — разрушающее напряжение; 2 — предел
текучести; 3 — деформация до разрушения (С.
Норман, Столофф)
ки сопротивление отрыву почти полностью зависит от размера
зерна феррита.
Надежность материала понижается с повышением
прочностных характеристик ат, ав, в то время как сопротивление
деформированию и вязкому разрушению тем выше, чем выше
значения ат, ав. Поэтому выбор материала, который в детали обладал
бы высокой прочностью (высокие значения ат, ав) и высокой
надежностью (высокое значение а„ и низкие значения Тв и
Гн), — весьма сложная задача.
Характеристики надежности не могут использоваться при
количественных расчетах прочности материала в детали. На их
основе можно сравнительно оценивать разные материалы: какой
из них более или менее надежен. Однако и это имеет большое
значение, особенно при выборе материала для ответственных
деталей, разрушение которых может привести к тяжелым
авариям.
№ 46. Температурные пороги Тьо у двух материалов соответственно равны
4-5 °С и —20 °С. Какой из этих материалов надежней в работе при +20 °С?
Ответ: материал, у которого: 1) Тьо= +5 °С, см. с. 117; 2) Г5о = —20 °С, см.
с. 117.
№ 47. Два материала имеют ударную вязкость KCV 50 и 70 Дж/см2
соответственно. Какой из этих материалов надежней в работе?
Ответ: см. с. 117.
№ 48. При выборе материала расчетной характеристикой является предел
текучести, чем обеспечивается недеформируемость детали. Какие дополнительные
испытания необходимо провести, чтобы была обеспечена надежность детали в
работе?
Ответ: см. с. 117.
Так как на надежность и долговечность материала в деталях

машин влияют технологии изготовления, активность
окружающей среды, то ниже коротко рассматривается влияние этих
факторов на механические свойства и конструкционную
прочность материалов.
§ 5.5. ДОЛГОВЕЧНОСТЬ И ОСНОВНЫЕ ПРИЧИНЫ,
ВЫВОДЯЩИЕ ДЕТАЛИ ИЗ СТРОЯ ДО ИХ ПОЛНОГО РАЗРУШЕНИЯ.
ИЗНОС, КОРРОЗИЯ
Как отмечалось, критериями долговечности являются
усталостная прочность, сопротивление износу, коррозионная
стойкость, сопротивление ползучести. В большинстве случаев
сопротивление материала названным видам разрушения зависит от
качества материала в поверхностных слоях изделия. Поэтому
следует рассмотреть, что влияет на качество материала в
поверхностных слоях детали и как это влияет на механизм названных
видов разрушения. Так как состояние поверхностных слоев
влияет также на надежность, то успех создания надежных и
долговечных в работе деталей во многом определяется тем, насколько
инженер в состоянии учитывать влияние на эти показатели
состояния материала в поверхностных слоях детали. Наибольшему
воздействию среды подвержен материал в поверхностном слое
детали. В свою очередь, активность среды по отношению к
материалу зависит от качества состояния материала в поверхностном
слое детали, которое во многом определяется последними
технологическими операциями изготовления детали.
Так как сопряженные поверхности деталей машин в
большинстве случаев обрабатываются резанием на токарных, фрезерных
и шлифовальных станках, то ниже рассматривается влияние
обработки резанием на качество материала. При любом виде
механической обработки на поверхности детали будут
неровности, высота которых определяется режимами резания, качеством
инструмента и самого обрабатываемого материала.
При резании на материал большое давление оказывает
режущий инструмент, поэтому на некоторую глубину материал
детали подвергается пластической деформации — наклепу, что
вызывает образование внутренних напряжений второго и
третьего рода в пределах зерен, а также остаточные напряжения
первого рода, которые являются макроскопическими,
простираясь на определенную глубину от поверхности. Изменения в
поверхностном слое простираются в среднем на глубину 0,25...2 мм
при точении, на 12...5 мкм при шлифовании. Остаточные
напряжения достигают значений 600... 1000 МПа.
При обработке резанием происходит нагрев металла;
распределение температуры по сечению зависит от усилий резания и
скорости отвода теплоты. Наличие градиента температуры по
сечению вызывает термические напряжения. Если температура в
поверхностном слое окажется выше температуры фазовых
превращений, то в поверхностном слое детали возникают фазовые
превращения, вызывающие фазовые напряжения. Всевозможные

Рис. 5.23. Состояние поверхностного слоя детали после
шлифования
напряжения, возникающие при механической
обработке, взаимодействуют, усиливая или
ослабляя друг друга.
Из приведенного следует, что состояния
материала в поверхностном слое детали и вдали от
него после механической обработки сильно
отличаются. На рис. 5.23 приведена схема состояния
структуры тщательно отшлифованной стали.
Таким образом, качество детали зависит не
только от выбранного конструктором материала, но и от
технологии обработки детали.
Кроме того, поверхность металла, будучи в контакте с
атмосферой, взаимодействует с ее составляющими: на ней образуются
пленки из адсорбированных газов и влаги.
По отношению к внешней среде поверхность металла
обладает большой активностью. Это обусловлено тем, что внутри
металла каждый атом окружен другими атомами металла и прочно
связан с ними по всем направлениям. Атомы, расположенные на
поверхности, не имеют соседей с внешней стороны. Наличие
свободных связей у внешних атомов создает возможность
удерживаться на поверхности молекулам газа, жидкости, которые
являются составляющими внешней среды.
Образование на поверхности твердого тела пленок газа, пара
растворенных веществ или поглощение этих веществ
поверхностью называются адсорбцией. Наибольшей адсорбцией
обладают поверхностно-активные вещества, к которым относятся
органические кислоты, спирты, смолы. Особенностью молекул
поверхностно-активных веществ является их поляризованность
(несферическая симметрия заряда). Такие молекулы притяги-.
ваются и удерживаются поверхностью детали. Следует отметить,
что в ряде случаев и неполярные молекулы адсорбируются на
поверхности металла, потому что такие молекулы поляризуются
электрическим полем поверхности металла. Однако прочность
пленки из таких молекул мала. Добавка к таким веществам
поверхностно-активного вещества в малом количестве (порядка
0,1 %) резко увеличивает ее адсорбционную стойкость.
Адсорбционный слой, понижая поверхностное натяжение
металла, облегчает пластическое течение в зернах, расположенных
в поверхностном слое. Это действие называют адсорбционной
пластификацией, что составляет первое проявление эффекта
Ребиндера. Это явление используется для уменьшения усилий,
необходимых, например, при волочении проволоки, калибровке
отверстий в деталях продавливанием калибровочного
инструмента.
Адсорбируемые поверхностно-активные молекулы, стремясь

покрыть всю поверхность тела, проникают в
ультрамикроскопические трещины. Когда
они достигают мест, где ширина зазора
равна размеру одной-двух молекул,
адсорбционный слой своим давлением стремится
расклинить трещину для своего
дальнейшего продвижения, (рис. 5.24). Это
явление называется адсорбционно-расклиниваю-
щим эффектом и представляет второе проявление эффекта Ре-
биндера.
Интенсивность давления на стенки трещины может доходить
до 104 МПа. Растягивающие напряжения, действующие в
материале, способствуют развитию эффекта Ребиндера,
сжимающие — препятствуют этому. Эффект Ребиндера используют,
например, проводя обработку резанием с использованием
эмульсий, содержащих поверхностно-активные вещества. В условиях
работы деталей под нагрузкой эффект Ребиндера содействует
разрушению и с ним следует вести борьбу.
№ 49. Как должен измениться предел прочности ав материала от действия
поверхностно-активной среды?
Ответ: значение предела прочности ав должно: 1) увеличиваться, см. с. 117;
2) уменьшаться, см. с. 117.
Особенно резко влияет на конструкционную прочность
деталей коррозия. Поэтому ниже кратко разбирается сущность
важнейших видов коррозии.
Механизм коррозии металлов. Разрушение металла под
воздействием окружающей среды называется коррозией. Мировые
потери от коррозии металла достигают ежегодно ~30 млн. т. Но
коррозия помимо уничтожения металла отрицательно влияет на
эксплуатационные характеристики деталей, содействуя всем
видам разрушения, наблюдаемым в деталях. Поэтому борьба с
коррозией не только нужна для сокращения расхода металла,
но и для повышения конструкционной прочности
металлоконструкций. Для уменьшения вреда, наносимого коррозией, нужно
понимать механизм коррозионных процессов.
Коррозия в зависимости от характера окружающей среды
может быть химической и электрохимической.
Электрохимическая коррозия имеет место в водных растворах, а также в
обыкновенной атмосфере, где имеется влага. Суть этой коррозии в
том, что ионы металла на поверхности детали, имея малую связь
с глубинными ионами, легко отрываются от металла
поляризованными молекулами воды. Металл, потеряв часть
положительно заряженных частиц (ионов), заряжается отрицательно за
счет избыточного количества оставшихся электронов.
Одновременно слой воды, прилегающий к металлу, за счет ионов металла
приобретает положительный заряд. Разность зарядов на грани-
Рис. 5.24. Схема расклинивающего эффекта
поверхностно-активных молекул (F — давление
адсорбированного слоя; Q — расклинивающие силы)

це металл — вода обусловливает скачок потенциала, который в
процессе коррозии изменяется, увеличиваясь от растворения
металла и уменьшаясь от осаждения ионов из раствора на металл.
Если количество ионов, переходящих в раствор и осаждающихся
на металле, одинаково, то скорости растворения и осаждения
равны и процесс коррозии (разрушение металла) не происходит.
Этому соответствует равновесный потенциал ф, при котором нет ни
анодного тока (тока растворения), ни катодного тока (тока
осаждения ионов из раствора). Такое же явление происходит
на положительном и отрицательном полюсах при гидролизе.
Растворяющийся электрод, потенциал которого более
положителен, называется анодом. Электрод, на котором происходит
разряд катионов, имеющий более отрицательный заряд, называется
катодом.
Вода, которая является средой, где происходит коррозия, частично
диссоциирована на ионы Н+ и ОН", которые могут участвовать в процессе
электролиза н2о^н++он-
Катион Н"1" восстанавливается на катоде:
Н++е-+ Н (атом);
Н + Н-*Н2 (молекула)
(е — электрон, который ион Н+ получает от катода).
Анион ОН- может окисляться на аноде с образованием молекулы
кислорода:
40H--4e->2H,0-f-02 (газ),
(уходят к аноду)
Равновесный потенциал водородного иона в водном растворе при концентра
ции Н+-ионов, равной 1 моль ионов Н+ на 1 л, принято считать равным нулю.
Стандартные потенциалы других элементов измерены по отношению к
водородному потенциалу с ф=0 и относятся к элементам, находящимся в растворе
своих солей, содержащих 1 моль ионов Н+ элемента в 1 л.
В табл. 5.1 приводятся значения стандартных потенциалов некоторых
материалов.
Таблица 5. 1.
Процесс в электролите
Mg — 2e^Mg2+
AI-3e^Al3?
Zn-2e^±Zn2+
Cr-3e^Cr3+
Fe-2e^Fe2+
Потенциал, В
— 1,55
— 1,3
—0,76
—0,51
—0,44
Процесс в электролите
Ni-2e^Ni2+
Н2-2^2Н+
Cu-2e^Cu2+
Ag-e**Ag+
Au —e*=tAu+
Потенциал, В
—0,23
±0,00
+0,34
+0,8
+ 1,5
Металлы, стандартный потенциал которых отрицательней, чем
водородный, корродируют в воде, в которой растворен кислород,
тем более активно, чем отрицательней значение
электрохимического потенциала. От металла с отрицательным стандартным
потенциалом, находящегося в воде или во влажной атмосфере,
будут уходить в растворы ионы металла, которые,
взаимодействуя с гидроксил-ионами ОН-, образуют гидроксиды,
нерастворимые в воде, которые называют ржавчиной, а процесс их обра-

зования — ржавлением. Схема электролитического процесса
ржавления железа следующая:
2Fe-4e-+2Fe2+; 2Fe2+ -t740H-->2Fe(OH)2.
Гидроксид железа Fe(OH)2 в присутствии кислорода,
растворенного в воде, превращается в Fe(OH)3.
Так как ионы железа связываются в нерастворимое
соединение Ре(ОН)з, то равновесный потенциал не может быть
достигнут и коррозия происходит до полного разрушения металла.
Процесс коррозии сплавов, структура которых состоит из
разных составляющих фаз, имеющих разные значения стандартных
потенциалов, можно проиллюстрировать на схеме рис. 5.25.
Пусть имеется сплав, состоящий из фаз А и В, причем
потенциал фазы А более положителен, чем фазы В.
Очевидно, фаза В, отдавая ионы в раствор, заряжается
отрицательно и избыточные электроны фазы В внутри металла
перейдут к фазе А. В растворе положительно заряженные ионы В
взаимодействуют с отрицательно заряженными ионами гидро-
ксила ОН" и образуют продукт коррозии — гидроксид
металла В. Избыточные ионы Н+ в растворе нейтрализуются
электронами около фазы А и удаляются в виде газообразного водорода.
Как видим, коррозия подобного двухфазного сплава
аналогична работе гальванического микроэлемента. Интенсивность
коррозии В-фазы в таком сплаве выше, чем в случае
однофазного металла В.
Процесс коррозии имеет разное проявление: при однородном
металле коррозия происходит равномерно по всей поверхности.
При неоднородном металле коррозия избирательная и
называется точечной, которая весьма опасна, так как приводит быстро к
порче всего изделия. Избирательная коррозия создает очаги
концентрации напряжения, что содействует всем видам разрушения,
особенно хрупкого. Разновидностью точечной коррозии является
межкристаллическая коррозия, когда коррозия более интенсивно
протекает по границам зерна. Коррозия активизируется, когда
материал находится под напряжением. В этом случае происходит
образование мелких трещин.
Химическая коррозия. Коррозия может происходить за счет
взаимодействия металла с газовой средой и при отсутствии
влаги. При взаимодействии металла с кислородом продуктом
коррозии являются оксиды металла. Кислород в случае наличия его
в окружающей среде всегда
адсорбирован на
поверхности металла. Кислород с
ионами металла образует
пленку оксида толщиной 1...2
периода кристаллической
решетки. Этот слой, если он
плотный, изолирует металл
от кислорода и тем самым
Рис. 5.25. Схема электрохимической
коррозии двухфазного сплава

препятствует дальнейшему окислению. Роль оксидных пленок
имеет большое значение и при нахождении металла в воде или
в водных растворах. Так, судя по стандартному потенциалу
алюминия, он должен активно корродировать в воде. Однако
практически этого не происходит по причине того, что оксидная
пленка, ранее образовавшаяся на поверхности алюминия,
защищает его от электрохимической коррозии в воде.
Оксидная пленка образуется у всех металлов, в том числе у
железа. Но у железа она менее устойчива. Оксидную пленку
железа можно упрочнить, воздействуя сильными окислителями,
богатыми кислородом, например концентрированной азотной
кислотой. После этого железо становится пассивным к действию
водных растворов. Это явление называется пассивированием.
Однако действие пассиватора у железа недолговременно, и в
кислой среде оксид разрушается.
Депассивация может происходить, в-частности, и ионами
хлора в морской воде. В случае разрушения пассивной пленки
оксидов коррозия в водных растворах продолжается. При местных
разрушениях пленки имеет место точечная коррозия. Быстро
протекает коррозия в случае попеременного действия воды и
воздуха: смоченный металл быстро ржавеет, потому что кислород
воздуха легко проникает через слой ржавчины к металлу.
Ржавчина же вызывает конденсацию воды из ненасыщенного влагой
воздуха, что благоприятствует развитию коррозии.
Коррозия в сухих газах. В этих случаях моно- или
бимолекулярная пленка оксида предохраняет металл от дальнейшего
окисления. Но это имеет место тогда, когда пленка плотная и
через нее не могут проникнуть атомы агрессивного газа, т. е. если
пленка предохраняет от диффузии. С повышением температуры
скорость диффузии возрастает и происходит рост окисленного
слоя во времени по закону y2=kt. Параболический закон
роста толщины слоя имеет место, если слой остается плотным.
Однако ввиду разницы объема оксидов и металла часто
оксидный слой растрескивается, обнажая металл, что резко ускоряет
окислительный процесс.
Скорость газовой коррозии зависит от состава газов. Так,
атмосферная коррозия в городах (в промышленных районах)
примерно в два раза интенсивней, чем в сельской местности.
Основные методы борьбы с коррозией. Наиболее
эффективным, является применение чистых металлов, стойких к данной
среде. Однако чистые металлы имеют низкие прочностные
показатели. При создании коррозионно-стойких сплавов состав
сплава подбирается так, чтобы он имел повышенное значение
электрохимического потенциала и был по возможности
однофазным (хромистые, хромоникелевые стали). Однако это не всегда
возможно по техническим и экономическим соображениям.
Поэтому большое значение имеет нанесение на поверхность металла
защитного слоя,- изолирующего металл от окружающей среды.
Такие покрытия достигаются разными методами оксидирования,

фосфатирования. Фосфатирование заключается в создании на
поверхности изделия нерастворимых фосфорнокислых солей.
Цинкование защищает от коррозии железо, потому что на
поверхности цинка образуются защитные пленки, которые
корродируют относительно медленно. В случае повреждения цинкового
покрытия защита железа от коррозии происходит потому, что
цинк имеет более отрицательный потенциал, чем железо, и
поэтому вместо железа корродирует цинковое покрытие. В этом суть
так называемой протекторной защиты от коррозии.
Защитно-декоративные покрытия железных сплавов состоят
в гальваническом нанесении слоя хрома или никеля, которые
имеют по сравнению с железом более положительный потенциал.
Однако в поврежденных местах железо с такими покрытиями
корродирует более интенсивно.
Диффузионная металлизация создает более толстые слои
коррозионно-стойкого материала в поверхностных слоях деталей.
Металлизация напылением обеспечивает получение на
поверхности слоя из коррозионно-стойкого металла путем
распыления жидкой струи металла сжатым воздухом. Наиболее
современным является плазменное напыление, при котором
используется тепловая и динамическая энергия плазменной струи.
Плазменное напыление по сравнению с другими способами
напыления обеспечивает меньшую пористость покрытия и большую
прочность сцепления с поверхностью изделия. Перспективным
является нанесение пленок металлоорганических соединений. При
определенных условиях происходит распад газовой атмосферы
с выделением твердых фаз, которые осаждаются на поверхности
изделия. Имеются и другие способы, о которых говорится в
соответствующих разделах курса.
Механизм процесса усталости. Так как около 80 % деталей
разрушается от усталости, то ниже приводится разъяснение
механизма этого вида разрушения.
Термин «усталость» возник в первой половине прошлого
столетия, когда во Франции было установлено, что железные оси
повозок после длительной службы хрупко разрушаются.
Предполагали, что качество железа для осей изменяется вследствие
«усталости» металла, подобно усталости живого организма. Из
вязкого материала железо становится хрупким, как бы
перерождается и ломается внезапно, подобно стеклу.
Благодаря многим тысячам исследований механизм
усталостного разрушения в настоящее время в основном выявлен.
Характерно, что разрушение от усталости может происходить при
напряжениях ниже предела текучести, однако оно связано с
пластическими деформациями в микрообъемах (зернах) металла,
которые кристаллографически по-разному ориентированы
относительно направления действующей нагрузки. Поэтому в некоторых
кристаллах, у которых сопротивление сдвигу мало, даже малое
действующее напряжение достаточно, чтобы вызвать
пластическую деформацию. Под действием повторно-переменных каса-

тельных напряжений от многократных микропластических
деформаций зерна наклёпываются (упрочняются) подобно механизму,
рассмотренному в гл. 3.
При относительно малом числе циклов нагружения
происходит упрочнение зерен, которое затем сменяется
разупрочнением от разрыхления кристаллической решетки зерна в
результате скопления дефектов и дислокаций. Процесс разрыхления
заканчивается образованием в зерне микротрещины. Так как
подобное имеет место и в других зернах, то образующиеся в них
микротрещины объединяются, создавая усталостную трещину.
Усталостная трещина растет, потому что она является
концентратором напряжений и уменьшает «живое» (неповрежденное)
сечение детали. Поэтому напряжение от действующей нагрузки
в детали возрастает и по достижении предела прочности
происходит полное разрушение (долом детали)'.
Ввиду того что часть сечения детали разрушается от
развития усталостной трещины, а оставшаяся часть — от
однократного приложения нагрузки поверхность усталостного излома резко
отличается от поверхности разрушения при статической или
динамической нагрузке.
На рис. 5.7 показан усталостный излом карданного вала
автомобиля. Участок А излома является зоной усталостного
разрушения, участок В — зоной долома. Особенностью усталостной зоны
излома является то, что она относительно гладкая (притертая).
Это происходит потому, что при циклическом нагружении
периодически происходит раскрытие и смыкание усталостной
трещины, что сглаживает (сминает) неровности на ее поверхности.
Зачастую (в том числе и на рис. 5.7) на поверхности усталостной
зоны видны полосы, по которым можно судить, как развивался
фронт усталостной трещины.
Макроструктурные признаки усталостных изломов
обстоятельно рассматриваются в трудах И. А. Одинга.
Зона долома может иметь волокнистую или кристаллическую
поверхность в зависимости от запаса вязкости материала.
Несмотря на то что происхождение усталостной трещины
связано с пластической деформацией металла в пределах
отдельных зерен, усталостное разрушение является хрупким, так как
подавляющий объем металла в деформациях . не участвует.
Усталостное разрушение имеет все признаки, свойственные
проявлению хрупкого разрушения. Прежде всего это внезапность.
Поэтому усталостное разрушение деталей машин не только
вызывает материальные затраты, но может быть связано с
человеческими жертвами.
Достаточно представить себе последствия, которые возникнут,
если разрушится ось тепловоза, везущая пассажирский поезд.
Чтобы у студента сложились более ясные представления об
особенностях разрушения от усталости, посмотрите поверхность
разрушения карданного вала (см. рис. 5.7). Из этого рисунка
видно, что карданный вал разрушился только после того, как

не пораженной усталостью осталась лишь ничтожная часть
сечения детали, равная поверхности зоны долома В. Это весьма
парадоксальное явление никак не может быть объяснено
формально-логическими рассуждениями.
Представьте себе этот же карданный вал, когда усталостная
трещина.охватила хотя бы половину сечения детали. Очевидно,
такую трещину следует характеризовать как весьма мощный
концентратор напряжения (большая глубина t и малый
радиус г), что, согласно формуле (см. § 5.3), должно привести к
значению Gmax во много раз выше предела прочности материала.
Деталь должна была разрушиться, однако она продолжала
работать до тех пор, пока «живым» (неповрежденным) осталась
лишь ничтожно малая часть общего сечения. Один из методов
изготовления мерных заготовок из проката состоит в нанесении
на поверхность заготовки абразивным кругом небольшой
выточки, в результате чего заготовка легко ломается под прессом.
Почему же усталостная трещина значительно большего размера
не приводит к такому же эффекту? Понять это можно лишь
диалектическим размышлением.
Уже отмечалось, что важнейшей категорией диалектической
логики является единство противоположностей и развитие
рассматривается как борьба противоположностей. Попытаемся
использовать это положение. Как отмечалось выше, при усталости
идут два процесса: упрочнение отдельных зерен от пластической
деформации (наклепа) и разупрочнение от разрыхления
кристаллической решетки от накопления дефектов. Оба процесса
протекают в течение длительного времени; только на начальном этапе
превалирует упрочнение, на более поздних — разупрочнение,
результатом чего является образование усталостной трещины. Но
это не значит, что с развитием трещины связано только
разупрочнение.
Трещина усталости действительно является концентратором
напряжений, и около края ее повышается напряжение от
действующей нагрузки, вследствие чего в пластическую
деформацию вовлекаются новые зерна и объемы материала. Материал
в этих зернах упрочняется, что препятствует развитию трещины
вплоть до остановки, несмотря на то что деталь продолжает
работать. Дальнейшему росту трещины содействуют возможные
перегрузки при работе детали или изменения других внешних
условий.
О неплавном развитии усталостной трещины говорит наличие
на поверхности зоны усталостного разрушения, полос, уступов.
Факторы упрочнения и разупрочнения действуют в течение
всего процесса развития усталостной трещины. Особенность
поведения материала в условиях усталости определяет также
длительное время нахождения детали в условиях нагружения,
так как от времени зависят перемещение дислокаций, диффузия
атомов, вакансий.
Диалектический подход к вопросу заставляет думать, что

эффекты упрочнения и разупрочнения имеют место и в условиях,
когда напряжение ниже предела выносливости. Разница в том,
что при низких напряжениях количество микрообъемоа.
участвующих в процессах, мало. Это подтвержается
рентгенографическими исследованиями. Учет категории количества позволяет
понять, почему результат циклического нагружения в условиях
выше и ниже предела выносливости разный: количество
переходит в качество через меру, которой для сталей является предел
выносливости.
Так как усталость является важнейшей причиной выхода из
строя большинства деталей, работающих под действием
циклических нагрузок, остановимся на факторах, содействующих
развитию усталостных явлений. Внешние концентраторы
напряжений содействуют развитию усталости. Так как неровности на
поверхности детали, возникшие при механической обработке,
являются также концентраторами напряжений, то увеличение
чистоты поверхности уменьшает склонность к развитию
усталостных трещин.
Масштабный эффект. Установлено, что с увеличением сечения
деталей сопротивление усталости уменьшается (рис. 5.26). Это
объясняют большей вероятностью наличия у крупных деталей
внутренних и поверхностных дефектов, которые могут быть
концентраторами напряжений.
На усталостную прочность сильно влияют остаточные
напряжения. Растягивающие напряжения содействуют развитию
усталости. Остаточные сжимающие напряжения сильно тормозят ее.
Поэтому эффективной мерой повышения предела выносливости
является создание в поверхностных слоях детали остаточных
напряжений сжатия.
Понимание механизма усталости, сущности адсорбции и
коррозии позволяет выявить влияние последних на поведение
металла при циклическом нагружении. На первом этапе, когда за
счет микропластических деформаций в зернах имеет место уп-
Рис. 5.26. Соотношение между пределом выносливости стали
в малых, больших (d = 50...60 мм) и надрезанных образцах
(/.../// соответственно) и деталях машины (1...9):
/ — коленчатый вал авиационного двигателя; 2 — коленчатый вал
дизеля; 3 — вагонная ось; 4 — прямой вал с напрессованной
ступицей; 5 — прямой вал со ступицей на шпоночном соединении; 6 —
зубчатое колесо; 7 — болт с резьбой; 8 — заклепочное соединение
двух пластин; 9 — сварное соединение пластин (Ю. М. Лахтин)

рочнение металла, адсорбционный эффект проявляется в том, что
за счет адсорбции облегчаются процессы сдвига, снижается
предел текучести, что содействует образованию микротрещин
усталости. На последующих этапах молекулы
поверхностно-активных веществ, вызывая дополнительные напряжения из-за
расклинивающего действия, способствуют дальнейшему
развитию усталостных трещин. Адсорбционные явления, не изменяя
формы кривой выносливости, приводят к снижению предела
выносливости.
Коррозия ускоряет процесс усталости, существенно изменяет
форму кривой усталости: теряется явно выраженный предел
выносливости; независимо от уровня действующих напряжений
имеет место ограниченное число циклов нагружения до
разрушения.
Так как большинство деталей при циклически действующей
нагрузке разрушается от усталости, а влияние поверхностно-
активных веществ и коррозии учитывается недостаточно, то
представляется целесообразным привести дополнительные сведения о
влиянии этих факторов на явления усталости. Повышение
прочности стали ведет к повышению предела выносливости в
неактивной и поверхностно-активной средах и практически не влияет
на предел усталости в коррозионной среде. Установлено, что
поверхностно-активная среда (водный раствор изоамилового
спирта) приводит к пассивации стальных образцов (сталь 40Х),
в которых прекращаются коррозионно-усталостные процессы,
несмотря на то что общая поверхностная коррозия
продолжается. Исследования изменений в металле показывают, что в ад-
сорбционно-усталостном процессе все изменения происходят в
микрообъемах меньше одного зерна, а при коррозионно-уста-
лостных процессах изменения имеют макроскопический
характер, подобно явлениям, происходящим при наличии
концентраторов напряжений.
№ 50. Подумайте, как должна влиять коррозия на надежность
(сопротивление материала хрупкому разрушению). Почему?
Ответ: см. с. 117.
№ 51. По каким причинам улучшение чистоты поверхности детали может
увеличить сопротивление материала усталости?
Ответ: см. с. 117.
№ 52. В некоторых руководствах по курсовому проектированию деталей
машин отмечается, что значения предела выносливости могут быть вычислены
в зависимости от предела прочности и предела текучести по эмпирическим
формулам. Можно ли рассчитывать, что спроектированная и изготовленная по
этим расчетам деталь обеспечит, ожидаемую конструкционную прочность?
Ответ: 1) да, см. с. 117; 2) нет, см. с. 117.
После ознакомления с механизмами пластической
деформации и разных видов разрушения есть возможность понять
механизм разрушения поверхностных слоев деталей от износа,
который является очень распространенным явлением в деталях
машин.
Разрушение деталей в процессе износа. Износом называется

Рис. 5.27. Схема контактирования
деталей (аХЬ — номинальная
площадь; черные точки — фактические
площадки касания; пунктиром
обведены контурные площадки)
сопровождающий трение процесс
постепенного изменения размеров
деталей в сопряженных и рабочих
органах машин.
Для оценки износа
используется понятие интенсивности
изнашивания, которая определяется
отношением величины износа к
времени, в течение которого
происходило изнашивание.
Износостойкостью называется
способность материала
сопротивляться износу.
Характеристикой изнашивания
является также коэффициент трения, которым называют
отношение силы трения к внешней нагрузке, вызывающей перемещение
трущихся деталей. Интенсивность изнашивания уменьшается с
уменьшением коэффициента трения. Очевидно, коэффициент
трения характеризует и потери мощности машин на преодоление сил
трения.
В процессе износа имеет место взаимное контактирование
деталей. Так как поверхности деталей имеют неровности, то при
контакте участвует лишь незначительная часть общей
поверхности деталей (рис. 5.27). В контакт вступают противостоящие
друг другу выступы на сопряженных поверхностях. От
возникающего давления происходит упругая и улругопластическая
деформация выступов. Так работают тормозные диски и колодки, валы
и подшипники. При работе таких деталей отказ их наступает от
изнашивания.
На рис. 5.28, а...д приведены элементарные виды разрушения
поверхности, когда имеет место местный контакт при взаимном
перемещении деталей. Процесс износа расчленяют на три
стадии: 1) взаимодействие контактирующих участков, 2)
изменения, происходящие в поверхностном слое, 3) разрушение
материала.
Для понимания механизма изнашивания необходимо знание
механизма пластической деформации, разрушения и усталости
металла с учетом влияния внешней среды на деформацию
Рис. 5.28. Элементарные виды разрушения поверхностей (по И. В. Крагель-
скому):
а — микрорезание; б — пластическое оттиснение; в — отслаивание; г —
выкрашивание; д — глубинное выравнивание

и разрушение. При изучении процесса износа необходимо
учитывать различные состояния поверхности материала в процессе
контактирования. Ими могут быть чистая поверхность металла, слой
смазки между трущимися поверхностями и пленки оксидов,
покрывающие металл.
Разрушение деталей от износа имеет очень много
разновидностей механизмов изнашивания. Поэтому борьбу с износом и
создание деталей повышенной износостойкости можно
осуществлять только тогда, когда выяснена природа изнашивания в
данном конкретном случае.
Дело в том, что меры повышения износостойкости деталей
не являются универсальными для разных условий износа. Только
понимание механизма изнашивания позволяет разработать
мероприятия по повышению износостойкости конкретных деталей.
Ниже кратко разбирается механизм разных видов
изнашивания, что является основой как при выборе материалов для
изнашиваемых деталей, так и разработке мер повышения их
износостойкости.
Оксидные пленки на поверхности металла. Практически все
металлы подвергаются окислению. Для железа и его сплавов
известны разные соединения с кислородом: вюстит FeO,
магнетит РезС>4, гематит РегОз. Скорость возникновения оксидной
пленки высока. Так, слой толщиной 14 А (1,4 нм) возникает за
0,05 с. Так как объем оксида и металла разный, то в окисленном
слое возникают внутренние напряжения, которые приводят к его
разрушению. В процессе работы машины образующиеся
продукты износа могут усиливать износ. Ниже рассматриваются
механизмы некоторых распространенных видов изнашивания.
Разрушения (рис. 5.28, а...г) начинаются с пластической
деформации, приводящей к наклепу. Достижение предельной
деформации приводит к образованию трещин, слияние которых
приводит к отделению частиц металла — износу. Различие
(рис. 5.28, а...г) в том, как проявляется пластическая
деформация, ясно из названий процесса. Другим является изнашивание
по схеме, изображенной на рис. 5.28, д. Вырывание связано с
образованием в месте контакта спая с металлическим типом
связи у материалов трущейся пары. Если спай прочнее одного
или обоих материалов, происходит вырывание. Износ
вырыванием называется также схватыванием. Вырванный материал
остается на сопряженной поверхности — это одна из причин
переноса материала при трении.
Приведенные схемы изнашивания, когда контактировали
чистые металлы, соответствуют условиям сухого трения. Сухое трение
имеет место в тормозных устройствах, фрикционных передачах,
в узлах машин текстильной, пищевой промышленности и др.,
где не допускается наличие смазки, приводящей ~к порче
продукции. Однако при сухом трении из-за окисляемости
поверхности деталей трение осуществляется между слоями оксидов,

силы межмолекулярного притяжения между которыми низки по
сравнению с контактом чистых металлов.
Граничное трение возникает, когда поверхности трущихся
пар разделены слоем смазки малой толщины (порядка 0,1 мкм
и менее), вплоть до одной молекулы. Смазка при наличии слоя
мономолекулярной толщины называется адсорбционной. Наличие
смазки снижает силу трения от 2 до 10 раз по сравнению с
сухим трением и уменьшает износ сопряженных поверхностей
в сотни раз. Причина в том, что адсорбированные на поверхности
молекулы смазочного вещества анизотропны: в тангенциальном
направлении они легко изгибаются и скользят друг по другу.
По нормали к поверхности металла пленка обладает высоким
сопротивлением сжатию и деформация сжатия не выходит за
пределы упругости. Наличие масляной пленки предотвращает
контакты между трущимися поверхностями. В случае же
прорыва пленки и схватывания большая скорость адсорбции
восстанавливает пленку в поврежденных участках. Однако в процессе
трения сама пленка изнашивается и уносится вместе с
продуктами трения. Кроме того, окисление масла при нагреве приводит
к его разрушению. Введение в масла присадок, содержащих
соединения серы, фосфора, мышьяка, сурьмы, и их сочетаний
уменьшает термическую деструкцию масла за счет того, что при
нагреве в участках микроконтактов соединения присадок
разлагаются и на металлической поверхности образуются пленки
сульфидов, фосфатов и др., которые предотвращают металлический
контакт. В зависимости от состава образующихся пленок
смазывающая способность их сохраняется до 400...800 °С.
№ 53. Какое действие должны оказать поверхностно-активные вещества,
попавшие в смазку?
Ответ: износ должен: 1) уменьшаться, см. с. 116; 2) увеличиваться, см. с. 117.
Чтобы в процессе обучения студенты осознали, насколько
важно глубоко учитывать влияние разных факторов на
разрушение материала деталей машин, ниже рассматриваются
наиболее распространенные виды разрушения рабочих поверхностей
деталей рабочих органов машин.
Механическое изнашивание может происходить в виде
абразивного, эрозионного и усталостного износа.
Абразивный износ. В результате резания твердыми
(абразивными) частицами происходит разрушение поверхности детали.
Этот вид износа распространен в деталях сельскохозяйственных,
дорожных машин и др. Абразивный износ имеет место и в
трущихся взаимно деталях, когда сами продукты износа являются
абразивными частицами. Однако разрушение металла при
абразивном износе может происходить не только резанием. Например,
если твердость частиц мала, то они могут наклепывать металл;
в результате многократного местного наклепа металл охрупчи-
вается и разрушается.
Абразивный износ имеет место и при движении потока

жидкости или газа с абразивными частицами по поверхности
детали. При таком износе говорят об эрозии.
Повышения износостойкости в абразивной среде достигают
повышением твердости металла.
Усталостный износ (питтинг) наблюдается при повторном
контактном нагружении, когда наступает явление усталости;
образуются трещины усталости, происходит выкрашивание металла
с образованием на поверхности трения оспин, раковин. Питтинг
типичен для зубьев шестерен, шарикоподшипников.
Износ вследствие пластической деформации наблюдается в
деталях типа рельсов, колес вагонов, в тихоходных зубчатых
колесах. Разрушение происходит в виде отслаивания
значительных объемов металла от перенаклепа.
Износ вследствие диспергирования происходит в тонких слоях
трущихся деталей и заключается в постепенном разрыхлении
металла от многократной упругой и пластической деформации,
которая заканчивается отделением материала в виде мелких
частиц, т. е. явление подобно усталостному разрушению в
микрообъемах.
Кавитационное разрушение имеет место при действии струи
жидкости, движущейся по поверхности металла, в которой
образуются пустоты в виде пузырей, мешков, наполненных
воздухом и газами, растворенными в жидкости и выделившимися из
нее. Это происходит потому, что в потоке, движущемся с
большой скоростью, при сужении и наличии препятствий давление
может упасть до величины, соответствующей парообразованию
при данной температуре. Образующийся пар заполняет пустоты в
жидкости. Воздух, вовлекаемый в поток, облегчает кавитацию.
Образующиеся парогазовые пузыри перемещаются вместе с
потоком и попадают в зоны высоких давлений. Пар конденсируется, и
в образовавшие пустоты с громадной скоростью устремляется
жидкость, происходит сопровождаемое ударом восстановление
сплошности потока. Многократные гидравлические удары
вызывают разупрочнение в микроучастках, возникают
микротрещины и очаги разрушения. Коррозионные процессы сильно
содействуют кавитационному разрушению. Однако основная
причина разрушения от кавитации — недостаточная прочность
материала. Кавитация наблюдается в трубопроводах,
гидромониторах, у лопастей гидротурбин, гребных винтов.
Коррозионно-механический износ может иметь разную
природу. В деталях цилиндропорщневого типа, где смазочная среда
может насыщаться газами, например S02, при наличии воды
образуется кислота H2SO4, которая является электролитом.
Благодаря этому может происходить электрохимическая
коррозия как трущихся деталей, так и разных фаз в материале
деталей. Образующиеся продукты коррозии могут быть абразивными
и увеличивать износ деталей.
Окислительный износ происходит тогда, когда на
сопряженной паре образуются пленки оксидов, которые в процессе трения

разрушаются и вновь образуются. Продукты износа могут быть
абразивами и увеличивать общий износ.
Фреттинг-коррозия представляет собой разрушение металла
на плотно контактирующих поверхностях при повторяющихся
микросмещениях. Природа фреттинг-коррозии различна; она
зависит от окружающей среды. В частности, она возникает от
разрушения пленки оксида при микросмещениях под нагрузкой,
вследствие чего на поверхности возникают язвы, каверны.
Продукты износа, будучи твердыми, приводят к абразивному износу.
Естественно, что во всех случаях поверхностных повреждений
возникают очаги концентраторов напряжений, что содействует
развитию явлений усталости.
Из вышеприведенного видно, насколько сложными и
многосторонними могут быть причины отказа деталей в работе даже
в том случае, если качество материала удовлетворительное.
Таким образом, отказ детали в каждом конкретном случае
может происходить по разным причинам. Поэтому никакой
учебник или справочник не может дать рецепта для выбора
оптимального материала и вида упрочняющей обработки. Можно указать
лишь основные направления, которыми следует
руководствоваться при решении вопросов создания деталей, обладающих
необходимой конструкционной прочностью.
1. По возможности необходимо иметь ясное представление об
условиях работы детали: характере действующих нагрузок,
влиянии на работоспособность окружающей среды (температура,
химическая активность среды).
2. Чтобы представить, что может произойти с деталью при
работе, нужно знать механизмы процессов пластической
деформации и разрушения, так как при любом виде отказа детали в
работе в материале детали происходят эти явления.
3. Так как на деформацию и разрушение оказывают влияние
условия работы детали, то мысленным экспериментированием
при соблюдении правил формальной и диалектической логики
создается картина возможных в детали процессов и теоретически
разрабатываются меры, позволяющие повысить конструкционную
прочность детали.
Чтобы мобилизовать студента глубоко и на сознательном
уровне изучать последующие разделы материаловедения по
созданию надежных и долговечных деталей машин, предлагается
решить некоторые задачи, связанные с конструкционной
прочностью. Для решения этих задач необходимо использовать
полученные теоретические знания.
Пусть вас не смущает то, что решить некоторые задачи
самостоятельно вы будете не в состоянии. Методические
указания помогут выработать навык творческого использования общих
знаний в конкретных случаях.
ЛЬ 54. Решите, какой способ изготовления отливок (в земляную форму или
в кокиль) обеспечит получение более надежных деталей в работе. Почему?
Ответ: с. 117.

№ 55. На начальном этапе развития сварного судостроения, когда корпуса
судов вместо клепаных стали делать сварными, много американских судов типа
«Либерти» раскалывались пополам даже при таких операциях, как сколка льда
с обледеневшей обшивки. Чем это могло быть вызвано?
Ответ: см. с. 116
№ 56. Корпуса резервуаров для хранения сжиженных газов (температуры,
близкие к —200 °С) делают из материалов с решеткой, г.ц.к. Решите, по какой
причине.
Ответ, см. с. 116.
№ 57. Детали, подвергнутые рекристаллическому отжигу, иногда хрупко
разрушаются. Чем это можно объяснить?
Ответ: см. с. 116.
№ 58. Используя рис. 5.18, объясните, что будет происходить при
возможной перегрузке детали с надрезом, работающей на кручение, и такой же детали,
работающей на растяжение.
Ответ: см. с. 116.
§ 5.6. ОСНОВНЫЕ НАПРАВЛЕНИЯ ПОВЫШЕНИЯ
КОНСТРУКЦИОННОЙ ПРОЧНОСТИ МАТЕРИАЛОВ
На основе изучения механизмов пластической деформации,
разных видов разрушения ниже приводится сводка основных
показателей, характеризующих конструкционную прочность.
Показатели сопротивления пластической деформации ат и
сопротивление хрупкому разрушению (трещиностойкость) К\с
определяются подвижностью дислокаций и в наиболее общем
виде представляются зависимостью
ат, Kic=f(oKy ад, ар, а3),
где ак — напряжение кристаллической решетки, которую должна
преодолеть движущаяся дислокация, свободная от других
препятствий; ад — упрочнение от роста плотности дислокации,
преодоление дислокацией барьеров; ар — упрочнение от препятствия
движению дислокации инородными атомами в сплавах; Оф—
упрочнение от препятствий, созданных дисперсными частицами;
а3 — упрочнение границами зерен и других фаз.
Направления повышения конструкционной прочности.
Максимальная прочность, которая может быть достигнута у материала,
определяется силами связи между атомами. Теоретически
напряжения, необходимые для преодоления сил связи, подсчитывают
по формуле
T~G/(2n),
где G — модуль упругости. Как отмечалось выше, теоретическая
прочность примерно в 1000 раз выше реальной. На реальную
прочность прежде всего влияют плотность дислокаций и
факторы, затрудняющие их движение. Схематически влияние этих
факторов на прочность представлено на рис. 5.29. Из этого
рисунка очевидны два направления повышения реальной
прочности: уменьшение плотности дислокаций ниже рк, повышение
плотности дислокаций выше рк и создание условий, препятствующих
перемещению дислокаций.

Наиболее эффективного
использования резервов
прочности материала, как видно
из рис. 5.29, можно добиться
созданием
бездислокационного материала, что при
современном уровне развития
техники невозможно. Однако
этот путь используют для
упрочнения обычных
материалов введением в них
нитевидных кристаллов, практически
свободных от дислокаций.
Создаются так называемые
композиционные материалы
(КМ).
Весьма широко
используется другой путь —
упрочнение металла за счет
искусственного Повышения
плотности дислокации (например,
пластической деформацией)
или за счет затруднения
перемещения дислокации при
нагружении металла. Это
достигается закреплением
дислокаций инородными
атомами в сплавах, когда такие атомы скапливаются преимущественно в
зонах дислокации, образуя так называемые атмосферы Котрелла и
Сузуки. Препятствуют перемещению дислокации также
мелкодисперсные включения карбидов, нитридов, интерметаллических
соединений. Эффективного упрочнения добиваются
термообработкой, в результате чего возникают большие внутренние напряжения,
измельчается блочная структура металлических сплавов,
увеличивается количество дислокации. Все шире используются
комбинированные (пластическая деформация совместно с термической
обработкой) способы обработки металлов и сплавов, повышающие
сопротивление деформированию и разрушению.
Максимальный полезный эффект от повышения плотности
дислокаций достигается при р== 10,2...1013 см-2. При р =
= 1012 см-2 в процессе наклепа предел текучести может достичь
значения aT = (10~3...10~2)G, где G — модуль сдвига.
При упрочнении мелкодисперсными частицами сплавов
аГ« 10~2 G. Примерно такого же упрочнения достигают
закалкой сталей.
Однако следует помнить, что повышение плотности
дислокаций или создание условий, препятствующих их перемещению,
хотя и повышает значения aT, S0T, но в разной степени. Обычно
с ростом плотности дислокаций и других искажений в кристал-
Рис. 5.29. Схема зависимости прочности
металлов от плотности дислокаций:
1 — теоретическая прочность; 2...4 —
техническая прочность (2 — прочность «усов»; 3 —
прочность неупрочненных металлов; 4 —
прочность сплавов, упрочненных наклепом и
другими видами обработки)

лической решетке сопротивление
деформированию <тт возрастает
быстрее, чем сопротивление
отрыву Sot (рис. 5.30). При 5от<ат
пластичность металла оказывается
исчерпанной, что весьма опасно
при эксплуатации
металлоконструкций, так как при возможной
перегрузке ввиду высоких
значений от быстрее будет достигнуто
значение S0T и конструкция
разрушится хрупко. Поэтому
важнейшей задачей инженера является
создание материалов,
обладающих в условиях эксплуатации
оптимальным сочетанием прочности, пластичности, вязкости.
Весьма эффективным является упрочнение металлических
материалов в результате измельчения зерна. Зависимость
предела текучести от диаметра зерна d определяется формулой
Холла — Петча
oT=oo + kdl/2y
где ао — сопротивление движению дислокаций в бесконечно
большом зерне (сопротивление трения кристаллической
решетки); k — коэффициент прочности блокировки дислокаций
примесными атомами; d — диаметр зерна.
При очень мелком зерне предел текучести может достичь
значения aT~10~3G. Важно, что упрочнение от измельчения
зерна не сопровождается охрупчиванием металла, как это видно
из рис. 5.21 (разрушению предшествует деформация). Поэтому
создание мелкозернистых материалов является важным
средством повышения конструкционной прочности.
Мелкозернистые материалы позволяют использовать в
технике явление сверхпластичности.
Идея создания сверхпластичности состоит в том, что создаются условия
«залечивания» образующихся дефектов за счет диффузии атомов. Поэтому
сверхпластичность требует достаточно высокой температуры деформирования
(для железных сплавов около 700 °С). Для сверхпластичности необходимо
очень мелкое зерно округлой формы, что обеспечивает зернограничное
скольжение к дефектным участкам. Двухфазные сплавы максимально тормозят рост
зерна и содействуют сверхпластичности.
Эффект сверхпластичности известен даже для такого
сверххрупкого материала, как белый чугун [при температуре 700 °С
удлинение (растяжение) образцов из белого чугуна,
изготовленных методами порошковой металлургии, доходит до 150%].
Применение прогрессивных методов упрочняющей обработки
за последние 50 лет позволило повысить предел прочности
сталей до 2500 МПа. В ближайшее десятилетие намечается
получить стали с пределом прочности на растяжение до 7000 МПа
Рис. 5.30. Схема, показывающая
влияние плотности дислокаций и
других искажений в структуре
металлов на сопротивление сдвигу ат
И ОТрЫВу Sqt

(против 2000...3000 МПа в настоящее время). Это будет
достигнуто рациональным легированием стали и внедрением в
производство различных высокоэффективных способов упрочнения.
Быстро растет использование композиционных материалов
(КМ), прочностные характеристики которых будут доведены до
7000... 14 000 МПа.
Существенным недостатком железных сплавов (сталей,
чугуна) является подверженность их коррозии, которая «съедает»
до 20 % годового производства этих материалов. Поэтому ученые
института металлургии имени А. А. Байкова считают, что
требование времени состоит в том, чтобы скачкообразно поднять
производство титана, алюминия, магния, высококачественных,
в том числе и природно-легированных, сталей и на этой основе
решить проблему экономного получения эффективных
металлических материалов и подготовить революцию в машиностроении.
Легкие, прочные, коррозионно-стойкие сплавы позволяют в 2...
3 раза «облегчить» станки и автомашины, в десять раз
сократить расходы на ремонт и в два раза — на горючее. Улучшится
и экологическая обстановка.
Одновременно Переход промышленности на сплавы из легких
прочных металлов заметно расширит сырьевую базу, так как
титан, алюминий, магний и другие металлы можно получать из
бедных и сложных по составу руд, отходов производства, идущих
в отвалы. В новых отраслях металлургии есть возможность
применить экологически чистые технологии.
Изучение мировых тенденций показывает, что через 20...40 лет
все развитые страны перейдут на массовое использование
металлических материалов на основе алюминия, титана, магния и
кремния, что обусловлено нарастающим истощением запасов
традиционного минерального сырья, нефти и газа.
Непрерывно возрастает использование пластмасс и других
композиционных материалов, что позволяет резко сократить
расход металлических материалов (примерно 1 кг
конструкционных пластмасс заменяет 4...5 кг черных металлов). Трудоемкость
выпуска 1 т пластмассовых изделий в среднем на 540 чел-ч
меньше, чем того же количества металлических. В 2...3 раза меньше
затраты и энергоресурсов.
Непрерывно будет расти применение технической керамики,
создаваемой на основе самых распространенных в природе
элементов — азота, углерода, кремния, кислорода и др., так как
они имеют практически неограниченную сырьевую базу.
Пояснения к ответам на вопросы по главам 1...5
№ 1. \s22s22p"3s23p4s23d2.
№ 2. 1) Неверно. Из рис. 1.3,6 видно, что минимальное расстояние
между атомами в решетке г.ц.к. равно половине диагонали грани. Пристроив
около какой-либо вершины куба другие примыкающие к ней ячейки, подсчитайте

координационное число. 2) Ошибаетесь. Посмотрите ответ 1) на эту задачу.
3) Правильно. К любой вершине куба реально пристроены 8 элементарных
•ячеек. В каждой ячейке на расстоянии '/г диагонали грани находится три
3*8
атома. Каждая грань обслуживает две ячейки, поэтому /(=——= 12.
№ 3. 1) Ошибаетесь. Вы нечетко уяснили понятие базиса. Разве все
14 атомов принадлежат только одной ячейке? 2) Ошибаетесь. Учтите совет по
разбору таких вопросов, приведенный в тексте. 3) Правильно. К одной ячейке
каждый атом в вершинах куба принадлежит на 'Д, атом в каждой грани —
на '/г- Тогда базис будет равен '/8'8+ 1/2'6 = 4.
№ 4. Так как в ячейке о.ц.к. базис равен двум, то атомы А в химическом
соединении могут занять вершины куба: '/в• в = 1; атом В будет в центре куба
или наоборот.
ЛЬ 5. 1) Неправильно. Вспомните, как определяются координаты точки в
заданной системе координат. 2) Правильно.
ЛЬ 15. 1) Правильно. В состоянии пара система имеет большее
теплосодержание и менее правильный порядок расположения частиц.
ЛЬ 8. 1) Ошибаетесь. При решении вопроса руководствуйтесь понятием
«фаза».
ЛЬ 6. Плоскость пересекает ось X в точке '/г^ ось Y и 1 — в точках 1а.
ЛЬ 7. 1) Неправильно. Прочитайте внимательно текст. 2) Неправильно.
Прочитайте инструкцию в тексте внимательно. Так записывают плоскость.
№ 23. 1) Правильно. Это видно из уравнения (2.5).
ЛЬ 12. 1) Неверно. Ведь форма и размер разных кусков льда не является
признаком разных фаз.
ЛЬ 15. 2) Неправильно. Разве в парообразном состоянии частицы
расположены более упорядочен но, чем в жидкости?
ЛЬ 9. 1) Чтобы произошла деформация, нужно разрушить связь,
обеспечиваемую электронными мостиками между соседними атомами в
кристалле алмаза. Это значит, что кристалл разрушится и деформация
невозможна.
ЛЬ 11. Кристалл на рис. 1.2. следует представить так, что в узлах решетки
расположены положительные ионы металла, все пространство между которыми
занимают коллективизированные валентные электроны, каждый из которых не
принадлежит никакому конкретному иону и может находиться в разное время
в разных местах. Если произвести сдвиг в кристалле по плоскости, где находится,
например, ион 1, слева направо на один период решетки, то произойдет смена
соседей у ионов, а качество «электронного газа» не претерпит никаких изменений,
обеспечивая по-прежнему связь между электронами и ионами. Поэтому при
деформировании металлы проявляют пластичность.
ЛЬ 13. 1) Неверно. Пб аналогии это значило бы, что камень сам поднимется
на гору.
ЛЬ 13. 2) Правильно, так как в новом состоянии термодинамический
потенциал ниже.
ЛЬ 14. 1. Ошибаетесь. Частицы движутся хаотично, поэтому количество
толчков от них лопатки турбины получают со всех сторон примерно поровну и турбина
вращаться не может. Таким образом, наличие энергии еще не есть возможность
выполнить работу. Энергия должна использоваться направленно.
ЛЬ 15. 1) Правильно.
ЛЬ 14. 2) Правильно.
ЛЬ 7. 3) Правильно.
ЛЬ 19. Макромолекулы имеют большие размеры. Поэтому их подвижность
мала и при охлаждении из жидкого состояния, несмотря на то что
термодинамически более стабильными являются кристаллы, кристаллизация затрудняется.
Металлы, состоящие из ионов небольших размеров, перестраиваются в
кристаллы уже при малом переохлаждении, и поэтому при значении ЛГз (рис. 2.6)
жидкой фазы не остается.
№20. 1) Теоретически правильно. Но как это практически сделать? Если
поместить формы в холодильники с низкой температурой, то эффекта не
получится, т. е. условия охлаждения определяет теплопроводность формовочного
материала, и ко времени установки в холодильник металл уже закристаллизуется.

Но даже если бы этого не происходило, легко представить, насколько это
усложнило бы технологический процесс в литейном цехе. Он практически
становится нереализуемым. Однако проблему можно решить, если учесть
рис. 2.3, откуда видно, что степень переохлаждения зависит от скорости
охлаждения. Скорость же охлаждения зависит от теплопроводности материала
формы.
№ 20. 2) Правильно. Металлическая формы имеет теплопроводность, в
40 раз более высокую, чем земляная, и, как видно из рис. 2.3, это приведет к
увеличению степени переохлаждения, а отливки приобретут
мелкокристаллическое строение и более высокие механические свойства (условие ЛГг,
рис. 2.5).
№.21. 1) Ответ частично верен. Подумайте, возможно ли превращение
Tip—^Tia при ДГз-
№ 21. 2) Ответ совершенно верен. При ДГ3 сохраняется Tip.
№ 22. 1) Правильно. Атомы движутся при любой температуре. 2)
Ошибаетесь. Разве при 7'<0оС атомы не движутся?
№ 32. 3) Правильно. Подход должен быть диалектическим с учетом
реальной потребности.
№ 16. 1) Вы не понимаете, что такое фаза. Внимательно изучите (см. § 2.1),
какие признаки необходимы, чтобы часть системы считать фазой.
№ 26. 2) Правильно.
№ 17. 2) Ошибаетесь. Ведь при кристаллизации существуют две фазы:
жидкость и образующиеся кристаллы.
№ 19. 1) Ответ правильный, но не конкретный.
№ 8. 2) Правильно.' ч
№ 32. 3) Правильно.
№ 18. 2) Правильно. Так как кристаллизация не происходит, то нет
выделения скрытой теплоты кристаллизации и изменение температуры происходит только
за счет охлаждения.
№ 23. 2) Ошибаетесь. Проанализируйте уравнение для £д [см.
формулу (2.5)].
№ 18. I) Правильно, но неясно, в чем различие.
№ 23. 1) Правильно.
№ 26. 1) Ошибаетесь. Величина сдвига меньше периода решетки.
№ 34. 2) Ошибаетесь. Проанализируйте влияние общей длины дислокаций
на энергию дислокации.
№35. 1) Неправильно. Возврат не восстановит требуемую пластичность,
см. рис. 1.4.
№ 36. 1) Правильно. Так как комнатная температура выше температуры
рекристаллизации свинца.
№ 35. 2) Причина установлена правильно. Решение плохое, так как степень
деформации 10% близка к критической. Кроме того, нагрев при 900 °С слишком
высокий. Это содействует росту зерен, что может привести к потере
пластичности.
№ 37. 1) Правильно. В этих условиях не происходит разупрочнения
детали от рекристаллизационных процессов.
№ 35. 3) Правильно.
№ 36. 1) Ошибаетесь. Подсчитайте температуру рекристаллизации свинца.
№ 37. 2) Ошибаетесь. Ожидать разупрочнения в этом случае нет оснований.
№ 34. 1) Правильно.
№ 32. 2) Ответ нельзя считать правильным в любом случае. Так,
дислокации облегчают деформацию детали под нагрузкой, что практически
нежелательно.
№ 33. Так как отдельные кристаллы по-разному ориентированы, то в них
может происходить пластическая деформация, когда среднее напряжение,
действующее на деталь, меньше опц.
№ 28. Так как магний имеет решетку г.п.у., а медь— г.ц.к., то медь более
пластична, чем магний (у меди больше систем скольжения).
№ 31. 1) Вы слишком категоричны. Например, при изготовлении деталей
методом холодной вытяжки наклеп, упрочняющий материал, — явление вредное
(требуется больше затратить работы).

№ 29. Из рис. 1.1 видно, что железо — переходный, а медь — простой
металл. Железо является более прочным, так как связь между ионами железа
осуществляется не только s-электронами, но и частью электронов d-орбитали.
№ 30. Холодная вытяжка проволок для тросов приводит к их упрочнению
наклепом. Поэтому трос имеет очень высокую прочность.
№ 31. 2) Такой ответ не всегда правильный. Например, возможность
упрочнения материала наклепом позволяет уменьшить массу детали В этом
случае наклеп — явление полезное.
№ 32. 1) Такой ответ нельзя считать правильным всегда. Например, при
изготовлении деталей пластической деформацией дислокации следует считать
полезными.
№ 24. Учитывая, что атомы непрерывно движутся, можно представить, что
от края экстраплоскости (см. рис. 2.12) происходит отток атомов, или наоборот.
Это значит, что дислокация перемещается в новые кристаллографические
плоскости. Что касается перерождения дефектов, то можно представить
превращение вакансии в дислокацию или в раковины, если от вакансии происходит
отток атомов. В принципе, дислокация может превращаться в серию вакансий,
если к краю экстраплоскости поступают атомы из других участков кристалла.
Как видно, все эти перерождения сильно зависят от диффузионной подвижности
атомов и поэтому усиливаются с ростом температуры. Естественно, что на
материал действуют и другие факторы: нагрузка, поверхностно-активные среды и т. д.
№ 55. При изучении технологии металлов вам объясняли, что в процессе
сварки возникают внутренние напряжения. При неправильных режимах сварки,
что вероятно в данном случае из-за отсутствия опыта, в сварной конструкции
корпуса могли возникнуть большие растягивающие остаточные напряжения.
Можно ожидать, что первоначально сварные корпуса по своей конструкции
также имели недостатки, например в виде концентраторов напряжений. В
сварных швах могли быть дефекты в виде концентраторов напряжений. Все
это, по-видимому, создавало условия, когда незначительная динамическая
нагрузка, особенно при низких температурах, привела к лавинообразному развитию
хрупкой трещины и корпус корабля раскалывался пополам.
№ 56. Материалы с решеткой г.ц.к. мало охрупчиваются при низкой
температуре, поэтому они наиболее пригодны для создания подобных резервуаров.
J& 57. После рекристаллизации обработки имеет место собирательная
рекристаллизация, развитие которой создает крупнокристаллическую структуру и
повышенную хрупкость. Это же происходит, если рекристаллизационный отжиг
проводится после критической степени деформации. Отмеченные ошибки при
рекристаллизациионном отжиге могут привести к браку по трещинам.
№ 58. Из рис. 5.18 видно, что рост напряжений при кручении (луч /)
приводит к достижению предела текучести, после чего дальнейший рост
напряжений приведет к пластической деформации и по достижении напряжения ав —
к вязкому разрушению. При растяжении рост напряжений приведет к значению
Sot и деталь разрушится хрупко.
ЛЬ 45. 2) Правильно.
№ 53. I) Неправильно. Учтите, что изнашивание связано с образованием
микротрещин. Прочитайте материал в § 5.5.
№ 38. Уменьшение напряжения, необходимого для деформирования в
условиях развития шейки по диаграмме 6 =/(а), связано с особенностями
вычисления напряжения делением действующей силы Рв на площадь поперечного
сечения образца F0 в исходном состоянии. Но так как сечение образца при
пластической деформации уменьшается, особенно при развитии шейки, то истинные
напряжения, необходимые для деформирования, все время возрастают.
№ 39. 1) Ответ далеко не точный. Подумайте, что показывает участок АВ
диаграммы растяжения на рис. 5.1. 2) Ответ неточный.
Jfc 40. 1) Неправильно. Продумайте суть процессов, происходящих в
пластичном материале при вдавливании индентора. Может ли это быть у хрупкого
материала?
ЛЬ 39. 3) Правильно. Для абсолютно хрупкого материала возможна только
упругая деформация и диаграмма растяжения имела бы только участок АО
(рис. 5.1, а).
№ 40. 2) Правильно.

№ 41. 1) Ответ неосмотрительный. Представьте себе, что для первого
образца ад + аР = 60 + 30 = 90 МДж/м2, а для второго а3 + ар = 30 +
-f- 40 = 70 МДж/м2. При такой раскладке второй материал надежней
первого.
№ 45. Очевидно, не любая трещина. Чтобы трещина развивалась,
необходимо, чтобы концентрация напряжений в материале перед трещиной была
больше теоретической прочности материала.
№ 42. Так как <тт характеризует сопротивление перемещению дислокаций,
т. е. пластической деформации, то увеличение предела текучести от материала
увеличивает сопротивление ползучести.
№ 43. 1) Хотя атах = 2-20072/0,5 = 800 МПа, т. е. выше значений ав
материала, нельзя. определенно утверждать, что болт разрушится. Этого не
будет, если напряжения около концентратора будут меньше сил связей между
атомами.
№ 44. Так как при растяжении a=Tmax/amax = 0,5, то при этом виде нагруже-
ния нормальные напряжения максимальны, что содействует хрупкому
разрушению.
№ 43. 2) Утверждать это трудно. Неизвестно о>.
№46. 1) Неправильно. Ведь материал, у которого Гзо=+5°С, охрупчи-
вается при более высокой температуре, поэтому он менее надежен.
№ 43. 3) Правильно. Посмотрите также ответ 1) на этот вопрос.
№ 46. 2) Правильно.
№ 47. 2) Так как неизвестна работа, затрачиваемая на распространение
трещины, то по этим данным судить о надежности материала трудно. См. также
ответ к вопросу №41,1).
№ 48. Для обеспечения надежности нужно для предполагаемых к
использованию материалов определить значение ар (см. § 5.2) или температурные пороги
хладноломкости.
№ 49. 1) Ошибаетесь. Прочитайте материал в § 3.1 и 5.3 о том, что
происходит в материале по достижении напряжения ав.
№ 52. 1) Ошибаетесь. После того как разъяснились факторы, влияющие на
усталостную прочность, такой ответ ничем не обоснован.
№ 49. 2) Правильно. При деформации материала в нем возникают
дефектные участки, проникая в которые молекулы поверхностно-активной среды
будут стараться их расширить. Материал разупрочняется, и предел прочности
понижается.
№ 52. 2) Правильно. Поэтому у студента не должна возникнуть уверенность,
что по эмпирическим формулам можно безошибочно решить вопросы об
усталостной прочности материалов.
№ 54. Кокильное литье дает более надежные в работе детали, так как
при большой скорости охлаждения металла возникает мелкокристаллическая
структура.
№ 50. Коррозия создает концентраторы напряжения, что уменьшает
сопротивление хрупкому разрушению.
«Ne 51. Повышенная чистота поверхности уменьшает глубину неровностей —
концентраторов напряжений. Кроме того, уменьшается коррозия, что также
создает концентраторы напряжений.
№ 53. 2) Правильно. Молекулы поверхностно-активных веществ, проникая
в микротрещины, возникающие при изнашивании, ускоряют развитие трещин и
процесс износа.
№ 26. В основном рост плотности дислокации при деформировании
происходит за счет генерирования их источниками, подобными источнику Франка —
Рида.
№ 25. Так как решетка г.ц.к. имеет больше систем скольжения, то следует
ожидать, что медь пластичней цинка.
№ 47. Ответить однозначно на этот вопрос при наличии данных об ударной
вязкости нельзя. Надо установить значения ар и а3.
№ 27. Наиболее упрочняемые металлы, кристаллическая решетка которых
имеет большое количество систем скольжения (см. рис. 3.3).
№ 12. 1) Неправильно. Прочитайте внимательно признаки фазы.
№ 8. В телах с ионной связью электроны связаны в виде ионов и нет

электронов, которые обеспечивали бы поток электронов под влиянием
приложенного напряжения.
№ 41. 2) Неправильно. См. ответ 41.1).
№ 10. Наличие свободных электронов («электронного газа») создает
возможность их направленного движения под влиянием приложенного напряжения,
что и представляет собой электропроводность.
№ 12. 2) Правильно. Одна фаза — вода, другая — пять кусков льда.
№ 17. 1) Правильно. Так как компонент один, фаз две, то С= 1 — 2+1=0
и кристаллизация должна происходить при постоянной температуре.
Глава 6
ОСНОВЫ ТЕОРИИ СПЛАВОВ
§ 6.1. ОСНОВНЫЕ ФАЗЫ В СПЛАВАХ
Металлическим сплавом называется вещество, полученное
сплавлением двух или более исходных веществ, преимущественно
металлических. Помимо сплавления сплавы получают спеканием,
электролизом и другими способами.
Роль сплавов в технике неизмеримо более важна, чем чистых
металлов. Это объясняется тем, что сплавы обладают более
разнообразным комплексом свойств, которые в широких пределах
изменяются в зависимости от состава сплава. Механические
свойства многих сплавов в отличие от чистых металлов очень
существенно можно изменять термической и другими видами
обработки.
Вещества, из которых образован сплав, называются
компонентами сплава. В качестве компонентов сплавов могут быть как
чистые элементы, так и устойчивые химические соединения.
При кристаллизации сплавов могут образоваться следующие
основные твердые фазы: твердые растворы;
химические соединения; механические смеси из
сплавляемых компонентов.
А. Твердые растворы. Твердые растворы являются наиболее
распространенной фазой в металлических сплавах. Так как
термин «твердый раствор» для студентов непривычен, отметим, что
принципиальное отличие твердого раствора от жидкого в том,
что твердые растворы являются кристаллалическими
веществами. Характерной особенностью строения кристаллов твердых
растворов является наличие в их кристаллической решетке
разнородных атомов при сохранении типа кристаллической решетки
растворителя. По характеру распределения атомов растворенного
вещества в кристаллической решетке растворителя различают
два типа твердых растворов: твердые растворы замещения
и твердые растворы внедрения.
Твердые растворы замещения. На рис. 6.1,а представлена
схема кристаллической решетки основного металла
(растворителя). На схеме рис. 6.1,6 часть атомов растворителя замещена
атомами растворенного вещества, что соответствует строению
кристаллической решетки твердого раствора замещения.

Твердые растворы замещения могут быть с ограниченной и
неограниченной растворимостью. При неограниченной
растворимости кристаллическая решетка компонента растворителя по
мере увеличения концентрации растворенного компонента плавно
перехоДит в кристаллическую решетку растворенного
компонента.
В твердых растворах с ограниченной растворимостью
возможна концентрация растворенного вещества до определенного
предела. При дальнейшем повышении концентрации твердый
раствор распадается и образуются двухфазные смеси.
Изменение растворимости компонентов в твердом растворе с
изменением температуры можно объяснить законами
термодинамики, а также зонной теорией кристаллических тел.
В твердых растворах с неограниченной растворимостью
возможна любая концентрация (от 0 до 100%) растворенного
вещества.
Для образования неограниченных твердых растворов в
соответствии с исследованиями Юм-Розери необходимы: 1) изо-
морфность (однотипность) кристаллических решеток
сплавляемых компонентов; 2) близость атомных радиусов компонентов,
которые не должны отличаться больше чем на 8...13%; 3)
близость физико-химических свойств компонентов. Однако
соблюдение этих условий не всегда является достаточным, чтобы
сплавляемые компоненты образовали неограниченные твердые
растворы. В реальных сплавах чаще наблюдаются твердые растворы
с ограниченной растворимостью.
Твердые растворы внедрения образуются внедрением атомов
растворенного компонента в попы кристаллической решетки
компонента-растворителя. Это возможно, если внедряемые атомы
имеют малые размеры. Такими являются атомы элементов,
находящихся в начале периодической системы Д. И. Менделеева
(Н, С, N, В). На рис. 6.1, в показана схема кристаллической
решетки твердого раствора внедрения.
Твердые растворы обозначаются малыми буквами греческого
алфавита.
Рис. 6.1. Схемы строения кристаллических решеток
(кристаллографическая плоскость):
а — основной металл (растворитель); б — твердый раствор
замещения; в — твердый раствор внедрения; г — химическое соединение

№ I. Изобразите схему элементарной ячейки твердого раствора замещения
и внедрения, если тип решетки растворителя — о.ц.к.
Ответ: см. с. 184.
Б. Химические соединения. Характерными особенностями
химических соединений являются: постоянство состава, которое
может быть выражено формулой химического соединения;
наличие нового типа кристаллической решетки, отличного от типа
решеток сплавляемых компонентов; ярко выраженные
индивидуальные свойства; постоянство температуры кристаллизации,
как у чистых компонентов. На рис. 6.1, г показана схема
кристаллической решетки химического соединения.
Химические соединения металлов делятся на две группы.
Одна группа — это соединения с нормальной
валентностью, которые дают металлы с типичными
неметаллами (О, S, С1 и т. д.). Такими соединениями являются
оксиды, сульфиды, хлориды. В сплавах эти соединения
присутствуют в виде так называемых неметаллических включений.
Другая группа —металлические соединения. Из
этой группы наиболее важными являются фазы внедрения и
электронные соединения. Металлические соединения отличаются
разнообразием типов межатомных связей (металлической,
ковалентной, ионной) с преобладанием металлической связи.
Благодаря этому металлические соединения характеризуются
металлическим блеском, электропроводностью и в отдельных
случаях сверхпроводимостью. Металлические соединения при
обычных температурах тверды и хрупки, однако при нагреве до
температур, составляющих 70...90 % от температуры плавления,
эти соединения очень пластичны. Это объясняют увеличением
при нагреве доли металлической связи между атомами.
Металлическими соединениями являются также соединения
переходных металлов с углеродом (карбиды), азотом (нитриды),
водородом (гидриды), бором (бориды). Эти соединения могут
иметь как очень сложную, так и простую решетку типа г.ц.к.
г.п.у., реже о.ц.к. Тип решетки определяется величиной
отношения атомного радиуса неметалла к атомному радиусу металла.
Соединения с простой решеткой называются фазами внедрения.
Химическая формула их проста: МеХ, МегХ, МеХг, Ме4Х (Me —
металл, X—неметалл), например Fe2N, Fe4N, WC. Фазы
внедрения имеют большое практическое значение, обеспечивая
значительное упрочнение металлических сплавов. Химические
соединения обозначаются формулой соединения, например АтВ„.
В. Механические смеси. При сплавлении компонентов с
большим различием атомных радиусов и значительным различием
электрохимических свойств их взаимная растворимость очень
мала и образуется механическая смесь из кристаллов исходных
компонентов (например, сплавы РЬ — Sb, Zn — Sn, Pb — Bi
и др.). Между тем следует помнить, что абсолютное отсутствие
взаимной растворимости в реальных сплавах не встречается.
Компоненты в сплаве обозначают символами их элементов.

При изучении последующего материала, особенно диаграмм
состояния сплавов, очень важно, чтобы студент понимал
особенности строения этих основных фаз в сплавах. В первую очередь
то, что твердые растворы могут существовать, имея переменный
состав, в то время как химические соединения и чистые
компоненты существуют только при постоянном составе.
Промежуточными фазами в сплавах являются
упорядоченные твердые растворы, электронные соединения, фазы Ловеса
и др.
Упорядоченным называются твердые растворы, в которых
атомы компонентов А и В расположены не хаотично, как в
обычных твердых растворах, а упорядоченно. Обычно строение
(структура) упорядоченного твердого раствора является
промежуточной между фазой с совершенным порядком (химические
соединения) и фазой с полным беспорядком (твердый раствор).
Упорядоченные твердые растворы называются также сверхструк-
турами. Состав сверхструктур можно выразить химической
формулой. Так, для сплавов Аи—-Си известны сверхструктуры
СизАи и СиАи с составом 1:3 и 1:1 атомов Аи и Си
соответственно. Образование сверхструктур сопровождается резким
изменением свойств сплава (растет прочность, снижается
пластичность).
Электронные соединения или фазы Юм-Розери типичны для
сплавов систем Си — Zn, Си —Sn, Си—А1 и др.
Эти соединения отличаются постоянными соотношениями числа валентных
электронов к числу атомов, т. е. электронной концентрацией N, равной 3/2,
21/ю и 74, например CuZn (N= %), CuZn3(N = 7/4). Cu5Zn8(N= 2,/13). При
N = V2 соединения имеют р-решетку типа о.ц.к., при N=2)/i3 — сложную
Y-решетку, при N = 7Д — гексагональную е-решетку. На базе электронных
соединений могут образоваться и твердые растворы.
К химическим металлическим соединениям относятся также фазы Ловеса,
имеющие формулу типа АВг, когда отношения атомных радиусов гА/гвг±А,2
(чаще 1,1...1,6), например MgZn2 (решетка г.п.у.), MgCu2 (решетка г.ц.к.).
К этим фазам относятся соединения ряда переходных металлов (TiCr2,
ZrW2 и др.).
Фазы со структурой никельарсенида образуются между переходными
металлами и простыми металлами (NiAs, FeSn, NiSb и др.).
№ 2. Учитывая, что упорядоченный твердый раствор в сплавах Си —Аи
можно выразить формулой СизАи и он имеет тип решетки г.ц.к., изобразите
схему элементарной ячейки этого соединения.
Ответ: см. с. 184.
№ 3. В сплавах Fe — Сг разного состава установлена фаза с одним и
тем же типом кристаллической решетки о.ц.к., но имеющим разные периоды.
Какой следует считать эту фазу?
Ответ: 1) химическое соединение, с. 184; 2) твердый раствор, см. с. 184.
№ 4. Исходя из характеристики основных фаз в сплавах, установите, по
какому основному признаку можно судить, является ли фаза твердым
раствором, химическим соединением или чистым компонентом.
Ответ: см. с. 184.
§ 6.2. ОСОБЕННОСТИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ СПЛАВОВ
Кристаллизация сплавов подчиняется тем же
закономерностям, что и кристаллизация чистых металлов, т. е. необходимо,

чтобы соблюдалось условие AGKP== АЯ-ГА5<0. Существенным
различием является большая роль диффузионных процессов
между жидкостью и кристаллизующейся фазой при
кристаллизации сплавов, которые необходимы для перераспределения
разнородных атомов, равномерно распределенных в жидкой
фазе. Помимо этого, в сплавах в твердом состоянии могут иметь
место процессы перекристаллизации, обусловленные не только
полиморфными превращениями компонентов сплава, но и
распадом твердых растворов, выделением из них вторичных фаз,
когда растворимость компонентов в твердом состоянии с
изменением температуры изменяется. Эти превращения называются
фазовыми превращениями в твердом состоянии. Они также
сопровождаются диффузионными процессами, которые при
пониженных температурах сильно замедляются. Поэтому весьма
часты случаи, когда после охлаждения сплавы оказываются в
неравновесном состоянии.
При перекристаллизации в твердом состоянии образуются
центры кристаллизации и происходит их рост. Обычно центры
кристаллизации возникают по границам зерен старой фазы, где
решетка имеет наиболее дефектное строение и где имеются
примеси, которые могут стать центрами новых кристаллов.
У старой и новой фаз в течение некоторого времени
имеются общие плоскости. Такая связь решеток называется
когерентной связью. В случае различия строения кристаллов
старой и новой фаз превращение протекает с образованием
промежуточных фаз (правило ступеней). Нарушение
когерентности и обособление кристаллов наступает, когда они
приобретут определенные размеры.
Чтобы понять многие особенности кристаллизации сплавов,
необходимо уметь пользоваться правилом фаз.
№ 5. Исходя из правила фаз, установите, в чем должно быть отличие
в температурах кристаллизации двухкомпонентных сплавов от кристаллизации
чистых веществ, если при кристаллизации сплава образуется одна твердая
фаза. Как это доказать?
Ответ: кристаллизация сплавов происходит: 1) при 1фconst, так как при
кристаллизации число степеней свободы С^О, см. с. 184; 2) в таких же
температурных условиях, как и чистых веществ, так как С=^=0, см. с. 184.
№ 6. Возможна ли кристаллизация двухкомпонентного сплава при
постоянной температуре? Если да, то при каких условиях?
Ответ: 1) невозможна, см. с. 184; 2) возможна, если при кристаллизации
образуются две твердые фазы, см. с. 184.
§ 6.3. ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ДВОЙНЫХ СПЛАВОВ.
МЕТОДЫ ИХ ПОСТРОЕНИЯ
Материал этой главы является одним из наиболее трудных
для усвоения студентами. Это происходит по той причине, что
очень часто студенты пытаются усвоить материал методом
механического заучивания графических построений, каковыми
являются диаграммы состояния сплавов. При этом остается

неясен механизм происходящих фазовых превращений при
охлаждении или нагреве сплава. Так как имеются тысячи
диаграмм состояния, то заучивание нескольких типов, приводимых
в учебнике, ничего не дает для понимания диаграмм состояния
реальных сплавов, на основе которых выявляются фазы и
образующиеся структуры сплавов, которые определяют механические
свойства.
Целью изучения диаграмм состояния является: 1) научиться
по имеющейся диаграмме состояния мысленно представить
механизм процессов фазовых превращений при изменении
температуры сплава; 2) установление характера равновесных фаз и
структуры в сплавах при различных температурах; 3)
основываясь на знаниях факторов, влияющих на процессы
кристаллизации и перекристаллизации, научиться предсказывать, какие
изменения э строении сплавов могут иметь место при
неравновесных условиях кристаллизации и охлаждения; 4) научиться
понимать, чем обусловлены важнейшие механические и
технологические свойства сплавов в соответствующем фазовом и
структурном состоянии.
Так как последующий курс металловедения теснейшим
образом связан с диаграммами состояния, то успешность его
усвоения в максимальной мере будет зависеть от того, как будет
усвоен материал этой главы.
Диаграмма состояния представляет собой графическое
изображение зависимости температур фазовых превращений в
сплавах от их состава.
№ 7. Исходя их этого определения, установите, в каких координатах
должна строиться диаграмма состояния двухкомпонентного сплава.
Ответ: в координатах: 1) температура — концентрация (состав), см. с. 184
2) температура — время, см. с. 184.
Методику построения диаграмм состояния разберем на
примере построения диаграммы состояния системы Си — Ni,
компоненты которой неограниченно растворяются друг в друге
как в жидком, так и в твердом состояниях. В первую очередь
строим систему координат (рис. 6.2,6). На оси ординат
отмечается изменение температуры, на« оси абсцисс — изменение
состава сплавов. При этом левый и правый концы этой оси
соответствуют чистым компонентам Си и Ni. Любая точка между
Си и Ni на оси абсцисс отражает сплав определенного состава
(концентрацию сплава).
Для установления температур фазовых превращений
(критических точек) сплавов необходимо:
1. Приготовить ряд сплавов, например /, //, ///, IV, К, состав
которых отмечен на рис. 6.2, б (в данном случае / и V являются
компонентами системы Си и Ni).
2. Расплавить сплавы и провести их медленное
охлаждение, фиксируя зависимость понижения температуры от времени
охлаждения.

Рис. 6.2. Диаграмма состояния для сплавов Си — Ni :
а — кривые охлаждения сплавов I...V; б — диаграмма состояния сплавов
Си — Ni и схемы расположения атомов меди (черные) и никеля (белые)
в кристаллической решетке разных сплавов
3. Построить кривые охлаждения каждого сплава, которые
представлены на рис. 6.2, а.
Изучение фазового состояния сплавов /, //, ///, IV\ V при
температурах выше температур точек 1, 1', I", V", 2 показывает,
что в этих условиях все сплавы находятся в жидком состоянии.
При температуре точки / (медь), точки 2 (никель) и в интервале
температур точек 1'—2'...1'"—2'" сплавы находятся в
двухфазном состоянии — имеют место жидкая фаза (Ж) и кристаллы,
которые для сплавов обозначены а. При температурах ниже
температур точек /, 2', 2", 2"', 2 сплавы находятся в однофазном
кристаллическом состоянии. Очевидно, температуры точек /, 2',.'..
2"'> 2 являются температурами конца кристаллизации сплавов
данной системы. Температуры начала и конца фазовых
превращений есть критические температуры.
4. Далее следует перенести полученные критические
температуры (точки) на ординаты соответствующих сплавов (рис. 6.2, б).
5. Соединив точки, имеющие одинаковую физическую
сущность, получим диаграммы состояния системы медь — никель.
Кривая / /' /" /'" 2, ..., характеризующая температуры, выше
которых сплавы находятся в жидком состоянии, называется
линией ликвидус. Кривая / 2' 2" 2'" 2, соответствующая
температурам, ниже которых сплавы находятся в твердом состоянии,
называется линией солидус. На рис. 6.2, б показаны схемы
кристаллических решеток рассмотреных сплавов /, //, ///, IV, V
(черные кружки — атомы меди, белые — атомы никеля).
Следует отметить, что при построении диаграмм состояния
кроме термического метода часто приходится использовать
более тонкие методы исследований (микроструктурные, рентгено-

вские, химические и др.)- Это особенно необходимо для сложных
сплавов, имеющих различные фазовые превращения в твердом
состоянии (см., например, рис. 12.1, 12.8).
Большое значение при контроле правильности построенных
диаграмм состояния имеет правило фаз Гиббса.
§ 6.4. ОПРЕДЕЛЕНИЕ СОСТАВА И КОЛИЧЕСТВА ФАЗ
ПО ДИАГРАММЕ СОСТОЯНИЯ
По диаграмме состояния можно установить, является ли
образующаяся кристаллическая фаза твердым раствором,
химическим соединением или чистым компонентом. Для этого нужно
научиться по диаграммам состояния определять состав фаз.
На рис. 6.3, а показана диаграмма состояния системы с
компонентами А и В, аналогичная диаграмме состояния
системы Си —Ni.
Рассмотрим процесс кристаллизации сплава / состава точки
т'. Кристаллизация начинается при температуре Т\ в точке т.
Казалось бы, что состав кристаллов, образующихся при
кристаллизации сплава /, должен соответствовать составу сплава,
т. е. /л'.
* Такое утверждение вполне
следует из закона
непротиворечивости формальной логики: в самом
деле, если изготовляется сплав
состава т', то и образующиеся
кристаллы должны
соответствовать составу т'. Теперь мы
подошли к очень важному моменту,
разобрав который станет ясно,
что следование правилам
формальной логики не всегда
отражает действительное положение
вещей. Чтобы видеть это,
рассмотрим сплав состава т' в точке k
при температуре 7Y Рассуждая
логически, можно сказать, что при
Тч имеются жидкость состава т' и
кристаллы того же состава пг'.
Возникает вопрос: в чем же
различие между кристаллами и
жидкостью? Температура одна и та же,
состав один и тот же, стало быть,
никакого различия между
жидкостью и кристаллами нет.
Если это так, то следует явно
неправильный вывод, что жидкая
фаза и кристаллы суть одно и то
же. Однако с этим никак нельзя
Рис. 6.3. Диаграмма состояния (а);
изменение термодинамического
потенциала жидкой Gm и твердой GT
фаз в зависимости от состава при
температуре Т2 (б)

согласиться. Таким образом, формальная логика пришла в
противоречие с реальной действительностью: жидкость и кристаллы не
есть одно и то же! Они должны чем-то отличаться. Требуется
разрешить возникшее противоречие, искать, в чем различие у этих фаз
при данной температуре.
Закон термодинамики показывает, что устойчивым является
такое состояние, термодинамический потенциал которого
минимален. Так как у сплава т' при температуре T<i сосуществуют
две фазы — кристаллы и жидкость, то устойчивыми будут фазы,
которые имеют минимальное значение термодинамического
потенциала. На рис. 6.3, б приведено значение
термодинамических потенциалов твердой GT и жидкой вж фаз в зависимости
от состава при температуре 7Y
Из графика (рис. 6.3, б) видно, что имеет место бжтт при
составе q' и GTmin при составе р'. Это значит, что при Т2 в
точке k устойчивы будут твердая фаза состава р' и жидкая
фаза . состава q'. Если эти составы спроецировать на линии
диаграммы состояния (рис. 6.3, а), то окажется, что полученные
точки р и q расположатся на горизонтальном отрезке,
проведенном через точку k. Проводя такие же исследования, можно
установить, что состав жидкой фазы в точке и будет /', твердой — г'.
На основе изложенного можно вывести важное правило:
для определения равновесного состава фаз в двухфазной области
диаграммы состояния в заданной точке, называемой
фигуративной, необходимо через эту точку провести горизонтальную
линию (именуемую конодой) до пересечения с линиями ликвидус
и солидус диаграммы состояния.
Проекция точки пересечения коноды с линией ликвидус на
концентрационную ось определяет состав жидкой фазы.
Проекция точки пересечения коноды с линией солидус на
концентрационную ось определяет состав твердой фазы.
№ 8. Каков состав всех кристаллов, образовавшихся у сплава состава пг'
(рис. 6.3) при кристаллизации и охлаждении в интервале температур Т\ — Та
после завершения равновесной кристаллизации? (Равновесной
кристаллизацией называем такой процесс, когда все превращения в сплаве успели
совершиться.)
Ответ: состав кристаллов будет: 1) в интервале п' — т', см. с. 184; 2) равен
т\ см. с. 184.
Несмотря на то что состав фаз при кристаллизации
непрерывно изменяется, при равновесной кристаллизации
диффузионные процессы успевают выровнять состав фаз, приведя их в
соответствие с диаграммой состояния. Поэтому, например, при
Тг состав как ранее выпавших кристаллов, так и при этой
температуре кристаллизующихся соответствует точке г'.
Таким образом, если бы была возможность рассчитать и
построить кривые зависимостей G>k==/(c) и Gt = /(C) (с —
концентрация) для изучаемой системы при разных температурах, то
можно было бы теоретически построить диаграмму состояния.
Однако пока это невозможно, так как отсутствуют зависимости
термодинамических характеристик сплавов от их состава.

Как было установлено (рис. 6.3), состав кристаллизующейся
фазы с понижением температуры непрерывно изменяется по
линии солидус. Здесь и далее для краткости говорится об
изменении состава фаз по соответствующим линиям диаграммы.
(Однако нужно помнить, что установить действительный состав
фаз можно только проецируя соответствующие точки на линиям
диаграммы на ось концентрации.) Как видно из рис. 6.3 и 6.2,
состав кристаллизующейся фазы переменный, поэтому данная
фаза есть твердый раствор.
Диаграммы состояния систем А —В (рис. 6.3), а также
Си — Ni (см. рис. 6.2) соответствуют случаю, когда компоненты
сплавов неограниченно растворяются как в жидком, так и в
твердом состоянии.
В том случае, когда при образовании твердых растворов
температура кристаллизации их ниже температур
кристаллизации компонентов, то линии ликвидус и солидус, идущие справа
и слева, снижаются и при каком-то составе сливаются, давая
общую точку минимум. Вид диаграммы состояния в этом случае
подобен диаграмме, показанной на рис. 6.4, а...и. Такая
диаграмма образуется, например, у сплавов Fe —Сг (см. рис. 7.8).
'Рвердые растворы на диаграммах состояния обозначают
малыми буквами греческого алфавита (а, р, у и т. д.), жидкую
фазу обозначают буквой Ж. Как видно из рис. 6.3 и 6.4, поля
диаграммы состояния линиями ликвидус и солидус разделяются
на фазовые области Ж, Ж + а и а.
Определение количества фаз. Выведем правило для
определения количества фаз при любой температуре сплава в
двухфазной области.
Пусть требуется определить количество жидкой фазы Ж и
твердой фазы а при температуре точки k сплава состава т'
(см. рис. 6.3, а). Если принять общее количество сплава за
единицу, а количество твердой фазы (ос-кристаллов) обозначить
через jc, то количество жидкой фазы будет (1-—*). В сплаве k
имеется т % компонента В, который при температуре точки k
распределяется между жидкой и твердой фазами.
Количество компонента В в жидкой фазе соответствует
отрезку Aq'y а количество компонента В в твердой фазе —
отрезку Ар'.
Составим уравнение относительно компонента В, количество
которого в сплаве / определяется отрезком Am'. Его количество
в твердой фазе х*Ар\ а в жидкой фазе (l—x)Aq'. Очевидно,
что
xAp' + (\—x)Aq' = Am';
x(Ap'-Aq') = Am'-Aq'y
но Ар'— Aq' = p'q' = pq\ Am' — Aq' = q'm'= kqy
x=a=kql(pq), (6.1)
тогда
1_х=Ж=Ар/(№). (6-2)

Рис. 6.4. Типовые разновидности диаграммы состояния двойных сплавов

Зависимости (6.1) и (6.2) позволяют сформулировать правило
для определения количества фаз в двухфазных областях.
Для определения массового или объемного количества фазы
в заданной точке двухфазной области нужно провести через
эту точку коноду и разделить длину отрезка коноды,
противолежащего составу данной фазы, на общую длину коноды.
№ 9. Определите количество кристаллов а при температуре 7\* в точке /,.
(рис. 6.3, а), если общее количество сплава равно 100 кг.
Ответ: см. с. 184.
№ 10. Определите количество жидкой фазы у сплава состава г>5 % .\i
и 35 % Си (рис. 6.2, б) в точке Г.
Ответ: см. с. 184.
Важно подчеркнуть, что правила для определения состава и
количества фаз одинаковы для любой двухфазной области всех
диаграмм состояния. Следует отметить, что диаграммы состояния
реальных сплавов могут быть весьма сложными. В этой главе
создается база для раскодирования информации, приводимой
в графической форме, перевода ее на обычный разговорный
язык.
Опыт показывает, что разбор процессов, происходящих в
сплавах, по диаграммам состояния является крайне трудной
задачей, так как неясно, почему при сплавлении разных
компонентов образуются крайне не одинаковые диаграммы состоянии.
Поэтому ниже рассматривается, как это происходит.
§ 6.5. РАЗНОВИДНОСТИ ТИПОВЫХ ДИАГРАММ СОСТОЯНИЯ
ДВУХКОМПОНЕНТНЫХ СПЛАВОВ
Несколько таких диаграмм (не для заучивания!) приведены
на рис. 6.4. Стрелками показано, как образованы эти диаграммы.
Механизм образования фаз, которые отмечены на приведенных
диаграммах, приведен в следующем параграфе.
В этом параграфе разъясняется суть понятий, усвоение
которых необходимо для проработки последующего материала,
связанного с разбором диаграмм состояния.
Диаграммы состояния с ограниченной растворимостью
компонентов в твердом состоянии. Термодинамический потенциал
двухфазных смесей некоторых сплавов ниже, чем однофазного
твердого раствора. В этих случаях образовавшийся твердый ра
v-твор а при температуре /' распадается на смесь твердых
растворов ai+^2- Тогда диаграммы (рис. 6.4, а, б) превращают
сн (показано стрелками) в диаграммы, показанные на
рис. 6.4, в, з.
Если температура образования смеси твердых растворов
выше температуры солидус, то образуются новые типы диаграмм
состояния (рис. 6.4, г, и). В этих случаях а — твердый раствор
компонента В в А, р — твердый раствор компонента А в
растворителе В. Образование горизонтальных линий (рис. 6.4, г, и)
вызвано тем, что при выкристаллизовывании смеси двух твердых

фаз из жидкости число степеней свободы системы равно нулю,
что вытекает из правила фаз Гиббса С= /С — Ф+ 1 = 2 — 3+ 1 =
= 0. Это значит, что кристаллизация должна протекать при
постоянной температуре Т' и состав фаз при этом строго
постоянный: состав а-фазы соответствует проекции точки а, р-
фазы — проекции точки Ь, а состав жидкой фазы Ж
соответствует проекции точки е (рис. 6.4, г, и).
Такие превращения в сплавах, при которых число степеней
свободы равно нулю, называются нонвариантными
превращениями. Суть таких превращений может быть разная. Так, жидкая
фаза Ж постоянного состава е' при постоянной температуре Т
превращается в смесь двух твердых фаз а+р. Такое
превращение называется эвтектическим (рис. 6.4, г). Схематично его
можно записать так: Ж?'-+Э(<Ха-\- $ь), где индексы при фазах —
составы фаз при превращении.
Таким образом, эвтектическим превращением называется
превращение, когда жидкая фаза постоянного состава при
постоянной температуре превращается в смесь двух твердых фаз.
Другой вид нонвариантного превращения, показан на
рис. 6.4, и. При этом превращении жидкая фаза состава,
соответствующего точке е\ взаимодействует с кристаллами |5 состава
точки Ь' и образуется новый вид кристаллов а состава точки а\
Такое превращение называется перитектинеским и схематично
записывается Жг'+Р&->Оа.
Таким образом, перитектическим называется превращение,
когда при взаимодействии жидкой и твердой фаз при постоянной
температуре образуется одна новая твердая фаза.
Используя правило для определения состава фаз, можно
видеть (рис. 6.4, г), что линии диаграммы cad показывают, как
изменяется предельная растворимость компонента В в твердом
растворе а с изменением температуры. Линии fbk показывают,
как изменяется предельная растворимость компонента А в
твердом растворе р с изменением температуры. Легко можно
доказать это, определяя состав фаз в любой точке двухфазных
областей сае, fbe и dabk, проводя конод у через любые взятые
точки в этих областях.
№ 11. Каков состав твердого раствора а в точке р (рис. 6.4,г)?
Ответ: состав а соответствует: 1) проекции точки т, см. с. 186; 2) проекции
точки р, см. с. 186; 3) отношению отрезков , см. с.186.
пгп
При разборе диаграмм состояния (рис. 6.4, г) в любой
двухфазной области также можно определить количество фаз по
отношению отрезков коноды.
№ 12. Каково количество а-фазы в точке р (рис. 6.4, г)?
Ответ: 1) р = — , см, с. 186; 2) р равно проекции точки л, см. с. 186.
Диаграмма состояния при отсутствии растворимости
компонентов в твердом состоянии. Установив, что линии cad и fbk

(рис. 6.4, г) показывают, как изменяется предельное
содержание компонентов в твердых растворах аир, легко представить,
как преобразуется диаграмма состояния, если растворимость
компонентов в твердых растворах а и (3 очень мала, например
0,01 %. Очевидно, что линия cad сольется с осью температур из
точки Л, линия fbk — с осью температур из точки В — и
диаграмма преобразуется в приведенную на рис. 6.4, д. Используя
правило для определения состава фаз в двухфазных областях
этой диаграммы, увидим, что в данном случае твердыми фазами
в двухфазных областях будут чистые компоненты А и В.
№ 13. Каковы состав и природа твердой фазы в точке п диаграммы
(рис. 6.4, д)?
Ответ: состав соответствует: 1) проекции точки л, это твердый раствор,
см. с. 186; 2) проекции точки /г, это компонент В, см. с. 187.
Диаграмма состояния сплавов, когда компоненты образуют
стойкое химическое соединение. Отличительным признаком таких
диаграмм состояния является наличие максимума у линии
ликвидус. Проекция точки максимума на концентрационную ось
соответствует составу химического соединения АШВП (рис. 6.4, е).
Так как химическое соединение имеет совершенно отличные
свойства от свойств сплавляющих компонентов (см. §6.1),
то химическое соединение можно рассматривать как
самостоятельный компонент. Это упрощает разбор диаграммы состояния,
которую можно рассматривать состоящей из двух диаграмм
состояния с компонентами А + АтВ„ и В + АШВ„ (рис. 6.4, е).
Что касается вида диаграммы состояния, то она может
быть весьма разной в зависимости от того, как взаимодействуют
компоненты А и В между собой и с химическим соединением.
На рис. 6.4, е показан случай, когда в компоненте А компонент В
в твердом состоянии не растворяется, а компонент А в
компоненте В растворяется и образует твердый раствор р с
ограниченной растворимостью. В химическом соединении AmBn компоненты
А и В в твердом состоянии не растворяются. Как показано
стрелками на рис. 6.4, д, г, е, диаграмма состояния на
рис. 6.4, д есть комбинация из диаграмм, показанных на
рис. 6.4, д и г.
Диаграммы состояния сплавов, когда компонент имеет
полиморфное превращение в твердом состоянии. Одна из таких
диаграмм состояния представлена на рис. 6.4, ж. В этом случае
компонент А имеет полиморфные превращения в твердом виде при
температурах точек Ь и с, компоненты В таких превращений
не имеют. Разновидностей таких диаграмм состояния может быть
очень много. На рис. 6.4, ж приведен случай, когда во всех
модификациях компонента А компонент В ограниченно
растворяется в твердом виде, образуя твердые у-, (3-, а-растворы.
В компоненте В компонент А в твердом состоянии не
растворяется. Методом определения состава фаз в двухфазных
областях легко можно установить, что отмеченные на диаграмме фазы

в двухфазных областях действительно соответствуют
приведенным.
Как видно из рис. 6.4, ас, сплавы этой системы имеют три разных
нонвариантиых превращения (горизонтальные участки mnk, del,
hqp).
Nk 14. Какое превращение имеет место, соответствующее линии так
(рис. 6.4, ж)?
Ответ: 1) эвтектическое, см. с. 186; 2) перитектическое, см. с. 184.
Третье нонвариантное превращение происходит в
соответствии с линией hqp (рис. 6.4, ж). Легко видеть, что при
температурах выше этой линии имеется фаза р. Ниже температуры
линии hqp этой фазы нет. Состав фазы р при температуре
линии hqp соответствует проекции точкиg. Так как состав других
фаз при этой температуре соответствует проекции точек Аир,
го сущность превращения при температуре линии hqp в том,
что твердая фаза р постоянного состава g превращается в
механическую смесь двух новых твердых а- и р-фаз. Такое
превращение называется эвтектоидным. Схематически эвтектоидное
превращение можно записать так: р„-* 3(a*-f В). Эвтектоидным
называется превращение, когда одна твердая фаза постоянного
состава при постоянной температуре превращается в смесь двух
новых твердых фаз.
Как видно, по диаграммам состояния можно устанавливать
не только температуры фазовых превращений в сплавах любого
состава, но и качество и количество фаз в разных областях
диаграммы состояния. Однако этим не исчерпывается
практическая значимость диаграмм состояния сплавов. В частности,
разбирая процессы, происходящие при охлаждении сплава, по
диаграмме состояния можно выявить, в какой форме
проявляются образующиеся фазы при охлаждении сплава.
Форма проявления фаз называется структурой сплава.
Возможность по диаграмме состояния прогнозировать структуру,
образующуюся из сплавов разного состава, имеет очень большое
практическое значение, так как в двухфазных сплавах не фазы, а
именно структуры сплавов определяют их механические свойства.
Так, например, стали и белые чугуны состоят из одних и тех же
фаз, но свойства этих сплавов сильно различаются именно
потому, что структуры этих сплавов разные.
Цель изучения материала этой главы — научиться по
диаграмме состояния устанавливать, какие процессы происходят в
сплавах при их охлаждении, какие при этом образуются фазы
и структуры сплавов разного состава. Механически выучить это
невозможно, так как имеются тысячи разработанных диаграмм
состояния сплавов. Поэтому специалист должен уметь мысленно
представить те процессы, которые происходят в сплавах и
образуют их структуру и свойства. Умея представлять это, специалист
в состоянии оптимально воздействовать на технологический
процесс.

Для этого необходимо: 1) ясное понимание особенностей
строения основных фаз в сплавах, которыми являются твердые
растворы, химические соединения, чистые компоненты; 2) знание,
как эти фазы обозначаются; 3) знание признаков этих фаз;
4) умение по диаграмме состояния определить состав и коли-
чество фаз; 5) умение логически мыслить.
Как показывает практика обучения, наиболее эффективно
можно осуществить разбор сплавов по диаграмме состояния,
следуя оптимальной методике разбора процессов, происходящих
при охлаждении заданных сплавов по имеющейся диаграмме
состояния.
Для выработки навыка разбора процессов, происходящих
при охлаждении конкретного сплава, необходимо обязательно
выполнение следующих действий: строить кривую охлаждения
разбираемого сплава; против участков кривой охлаждения
схематично изображать состояние фаз (структуру) сплава;
письменно объяснять процесс, происходящий в сплаве при
рассматриваемых температурных условиях. В результате
происходит перевод информации, графически закодированной в
диаграмме состояния, на обычный язык, т. е. понимание процессов,
происходящих в сплаве при его охлаждении.
Так как при разборе процессов, происходящих в сплавах при
охлаждении, необходимо рисовать схемы кривых охлаждения,
остановимся на том, что определяет форму кривых охлаждения,
если ее воспроизводят по диаграмме состояния. Когда
происходит охлаждение сплава в однофазном состоянии, температура
сплава понижается плавно, так как окружающая среда имеет
более низкую температуру и сплав охлаждается. Если
происходят фазовые превращения, то наряду с охлаждением сплава
происходит выделение скрытой теплоты превращения и скорость
охлаждения понижается вплоть до того, что в течение некоторого
времени сплав может сохранить постоянную температуру. Как
протекает охлаждение в конкретном случае, подсказывает
правило фаз Гиббса. Так, при образовании одной новой фазы
С=2 — 2+1= 1 на кривой охлаждения возникает перегиб.
Когда при превращении участвуют три фазы С=0,
температура превращения постоянна (на кривой охлаждения образуется
площадка).
Л* 15. На рис. 6.2 кривые охлаждения меди и никеля имеют
горизонтальные участки. Кривые охлаждения сплавов //, ///, IV такой площадки не имеют;
имеется только перегиб. Используя правило фаз Гиббса, докажите теоретически,
что именно такими, как на рис. 6.2, должны быть кривые охлаждения
исследованных сплавов.
Ответ: см. с. 186.
§ 6.6. МЕТОДИЧЕСКОЕ РУКОВОДСТВО ДЛЯ РАЗБОРА ДИАГРАММ
СОСТОЯНИЯ СПЛАВОВ
1. Диаграмму следует аккуратно изобразить на чистом
листе бумаги сверху слева, чтобы справа было место для изобра

жения кривых охлаждения типовых сплавов и схем структурных
состояний. Если диаграмма сложная и занимает много места,
расположите ее вдоль в левой части листа. Справа — место для
кривых охлаждения, внизу — место для записей и расчетов.
Крайне важно, чтобы все диаграммы располагались на одном
листе бумаги. Это позволяет иметь в поле зрения все процессы
разбора и в значительной мере гарантирует от ошибок. Ни в
коем случае нельзя допускать, чтобы часть диаграмм
оказывалась на обратной стороне листа. Если не хватит места на
одной странице, продолжайте разбор на другом листе, но чтобы
обязательно весь процесс разбора был у вас перед глазами.
Все действия при разборе диаграммы должны быть письменно
объяснены.
2. Изучить линию ликвидус диаграммы на наличие на ней
максимума. Если ликвидус имеет максимум, то это указывает,
что компоненты образуют химическое соединение, состав
которого соответствует проекции максимума на ось абсцисс.
3. При наличии максимума спроецировать его на ось
абсцисс и отметить полученную точку символом химического
соединения.
4. Химическое соединение следует рассматривать как
самостоятельный компонент. Тогда исходная диаграмма может
рассматриваться как состоящая из двух диаграмм, например
компонент А плюс химическое соединение и химическое
соединение плюс компонент В. Такое разделение упрощает разбор
исходной сложной диаграммы состояния.
5. Исследовать оси ординат, по которым выявляются
критические температуры фазовых превращений компонентов
системы. Если на оси имеется одна тройная точка (точка пересечения
линий ликвидус и солидус с ординатой), то данный компонент
не имеет фазовых превращений в твердом состоянии. Если кроме
этой точки имеются при более низких температурах точки
пересечения наклонных линий диаграммы с ординатой, то эти точки
характеризуют температуры полиморфных превращений
компонента в твердом состоянии.
Наличие полиморфных модификаций у компонента делаю1
диаграмму состояния многоэтажной: каждая полиморфная фаза
может по-разному взаимодействовать с другим компонентом
сплава. Это сильно усложняет вид диаграммы, но методика
разбора диаграмм от этого не изменяется.
6. Отметить на диаграмме типовые сплавы проведением
соответствующих вертикалей (см. рис. 6.5). Если на диаграмме
отмечены фазы в областях ее, то достаточно провести вертикаль
от оси состава для изучаемого сплава.
7. Разбор превращений при охлаждении рационально начать
проводить с тех типовых сплавов, которые примыкают к чистым
компонентам. Это выявляет однофазные области на диаграмме
и упрощает разбор промежуточных типовых сплавов.
8. Отметить цифрами 1, 2,..., 5 критические температуры для

изучаемого сплава. Таковыми являются точки пересечения
ординаты с линиями диаграммы.
9. Провести разбор процессов, которые претерпевает сплав
при охлаждении из жидкого состояния. Для этого начинайте
строить кривую охлаждения сплава из области жидкого
состояния. По мере понижения температуры против каждого участка
кривой охлаждения изображайте схематично фазы (структуры),
которые в данном интервале температур существуют, отмечая
также их символы. *
10. При установлении природы фаз следует иметь в виду, что
важнейшими фазами в сплавах могут быть чистые компоненты,
химические соединения, твердые растворы.
10.1. Признак, по которому имеется возможность
выявить природу фазы, — характер изменения состава
фазы с изменением температуры. Состав твердого раствора
с изменением температуры изменяется, состав химического
соединения и чистого компонента, очевидно, постоянен.
При обозначении фаз чистые компоненты обозначаются их
символами (А, В), химическое соединение — символами
типа АтВл, твердые растворы — малыми буквами
греческого алфавита.
10.2. Чтобы установить природу фаз в двухфазных
областях, необходимо уметь определять состав фаз. Если
окажется, что интересующая фаза при разных
температурах имеет переменный состав, то по своей природе это
твердый раствор. Если состав постоянный, то фаза — либо
химическое соединение, либо чистый компонент. Какая
фаза в конкретном случае образуется покажет
определенный вами состав. Если состав будет соответствовать
точкам А или В на концентрационной оси, то по природе эта
фаза — соответствующий компонент сплава. Если состав
фазы окажется равным составу химического соединения,
то образующейся фазой является химическое соединение.
11. Таким образом, при переходе из одного фазового поля в
другое будет выявляться природа фаз в этих полях. Ни в коем
случае не припоминайте подобных комбинаций у ранее
изученных вами сплавов. Наиболее вероятно, что будет ошибка,
которая повлечет автоматически новые ошибки при разборе
последующих превращений в изучаемом сплаве.
12. Если ордината сплава пересечет горизонтальные линии
диаграммы, то это значит, что при соответствующих
температурах сосуществуют три фазы и может происходить
эвтектическое, эвтектоидное или перитектическое превращение, число
степеней свободы при которых равно нулю.
Внешним признаком эвтектичес 'то и эвтектоидного
превращений является сход наклонных линий на диаграмме состояния
в тройную точку сверху. При перитектическом превращении
эти линии сходятся в точку снизу (см. с. 130).
12.1. Ни в коем случае не гадайте, какое это превраще-

ние, а выводите его. Этому и служат схемы фазовых
состояний, которые изображены для фазовой области,
предшествующей горизонтальной линии диаграммы.
12.2. Для установления природы превращения следует
прежде всего, опережая процесс охлаждения, посмотреть,
какие фазы устойчивы ниже температуры, на которой вы
остановились. Это делается подобно п. 10.1.
12.3. Установив качество фаз, сравните, какие фазы
сплав имел выше температуры превращения. Очевидно,
превращаться будет та фаза, которой не оказалось ниже
температуры исследуемого превращения. Та фаза, которая
была и при температурах следующего фазового поля,
участия в превращении не принимает (исключением может
быть перитектическое превращение).
12.4. Установив характер превращающейся фазы (или
фаз), следует установить, каков его (их) состав, и
сравнить его с составами других фаз, которые находятся в
равновесии при данной температуре.
12.5. Если окажется, что ниже температуры
превращения не обнаруживается одной фазы, которая существовала
выше температуры превращения, то имеет место
эвтектическое или эвтектоидное превращение.
12.6. Если в процессе превращения обе бывшие фазы
заменились новой, то имеет место перитектическое
превращение. Учитывая, что при этом превращении количество
одной из превращающихся фаз может быть в избытке, то
после превращения наряду с новой фазой будет и остаток
этой превращавшейся фазы. Это покажет характер фаз в
новом фазовом поле.
12.7. После того как процесс превращения будет
разобран, изобразите против нового участка кривой
охлаждения новое фазовое состояние (структуру) сплава и
продолжайте изучение процесса дальше. На уровне
нормальной температуры выведите структуру исследуемого
сплава и установите фазы в ряде областей диаграммы
состояния. Параллельно с выполнением разбора ведите
словесное (письменное) объяснение происходящих
процессов.
12.8. Для установления природы фаз в оставшихся
фазовых полях следует изучать превращения у типовых
сплавов, которые пересекают эти фазовые поля. При
выработанном навыке можно мысленно проследить процессы
превращения при охлаждении этих сплавов и установить
характер фаз в требуемых областях. Когда такой навык
еще не выработался, следует провести разбор этих сплавов
с изображением кривых охлаждения по методике, подобной
рассмотренной.
12.9. Разбор сплава требует предельного внимания,
четкого умения оперирования правилом отрезков для опреде-

ления состава и количества фаз и логического мышления. Ниже
приводится разбор диаграммы состояния для сплавов, когда
компоненты ограниченно растворяются в твердом состоянии и
имеют эвтектическое превращение.
Чтобы изучение диаграмм состояния было максимально
продуктивным, перерисуйте на лист бумаги слева диаграмму
состояния, подобную изображенной на рис. 6.5, а, не приводя и
ней символов. Они будут появляться по мере разбора
диаграммы. Справа от диаграммы нарисуйте систему координат «темпе
ратура — время» для изображения кривых охлаждения спла
вов. Сами кривые будут появляться по мере разбора диаг
раммы.
Разбор этой диаграммы проведем в соответствии с
приведенной методикой. Действия по П.2...4 показывают, что
компоненты этой системы не образуют химических соединений и не
имеют полиморфных превращений в твердом состоянии. Согласно
п. 6, отметим типовые сплавы I...VI. Разбор процесса
охлаждения сплава / показывает, что в интервале температур 1...2
образуются кристаллы твердого раствора а, так как состав
твердой фазы изменяется по линии cf. При т2 кристаллизация
закончилась и ниже охлаждается сплав, состоящий из
кристаллов твердого раствора а. (Чтобы запись была короче, темпера
тура точки здесь и впредь обозначена буквой «т».) Разбором
сплава / оказалась установлена природа фаз в областях
диаграммы cef (а+Ж) и cfkA(a).
Кристаллизация сплава VI в интервале т/...2 сопровож
дается образованием твердого раствора р, состав которого изме
няется по dh. Ниже т2 охлаждается твердый раствор р. Схемы
около кривой охлаждения показывают суть протекающих про
цессов.
Как видно, у сплава IV одна критическая точка /. Значит,
процесс кристаллизации протекает при Т= const, что возможно
только при равновесии трех фаз, состав которых также должен
быть постоянным. Одной фазой является кристаллизующаяся
Рис. 6.5. Диаграмма состоянии
и кривые охлаждении: С ■■■ схема структур типонмх силипог

жидкость состава е'. Другими фазами, устойчивыми при этой
температуре, являются а-состав точки /' и р-состав точки Л.
Значит, суть превращения сплава IV при кристаллизации такова:
Ж^-^Э(а/ + Р/1) Это эвтектическое превращение, в результате
которого образуется эвтектическая смесь кристаллов Э(а+Р).
Это подтверждает также установление состава фаз ниже т/.
Проведя коноды, видим, что состав одной фазы в области kfehn
изменяется по линии fk. Это кристаллы твердого раствора а.
Другой устойчивой фазой является твердый раствор р, состав
которого определяет линия hn. Так как при т/ кристаллизуется
весь сплав, то на кривой охлаждения образуется площадка
/.../'. В результате кристаллизации сплав IV имеет
эвтектическую структуру Э(а+Р), средний состав е\ но в жидком
состоянии из-за большой подвижности атомов в отдельных
участках объема могут быть значительные отклонения от
среднего состава (концентрационные флуктуации).
Допустим, что в некотором микрообъеме (при достижении
сплавом температуры точки /) состав сплава равен значению /.
Благодаря этому создается возможность образования зародыша
а-кристалла. При росте В-кристалла, богатого компонентом А,
вызывает обеднение окружающего расплава компонентом В, и при
достижении ею состава, соответствующего точке А, создаются
условия образования зародыша (3-кристалла. Рост кристалла р
вызывает обеднение окружающего расплава компонентом В, и при
достижении состава / вновь возникают зародыши а-кристаллов
и т. д. Таким образом, идет процесс превращения жидкой
фазы состава е' в смесь двух твердых фаз а и р до тех пор,
пока не будет израсходована вся жидкая фаза.
Кристаллизация сплава // происходит в интервале т1...2 с
образованием кристаллов а-твердого раствора, состав которого
изменяется по линии cf. От т2 до тЗ сплав в состоянии а
охлаждается. При тЗ начинается какое-то изменение у сплава. Чтобы
понять его, проведем ниже тЗ коноду и определим состав фаз
при т4. Видно, что ниже тЗ устойчивыми фазами являются
твердые растворы аир. Видно также, что при этой температуре
в ос-твердом растворе может раствориться меньше компонента В,
чем количество его в рассматриваемом сплаве. Отсюда ясен и
смысл процессов, происходящих в сплаве // ниже тЗ: из твердого
раствора а выделяются кристаллы твердого раствора р, которые
поглощают избыток компонента В в а-твердом растворе сплава.
Кристаллы р, образующиеся из твердой фазы, называются
вторичными и обозначаются рп.
Кристаллизация сплава /// происходит в интервале т/...2 с
образованием из жидкости кристаллов а-твердого раствора. При
температуре конца кристаллизации т2 механизм процесса
существенно отличается от сплавов / и //. Причина в том, что в
сплаве /// при достижении т2 имеется много незакристаллизовав-
шейся жидкости, что определяется по правилу отрезков
(см. §6.4). Так как при т2 конодой служит отрезок fey то коли-

чество Ж= j7. или в данном случае около 30% от общего
количества сплава. А так как feh —линия солидус, то эта
жидкость должна при т2 полностью кристаллизоваться. Чтобы
ответить на вопрос, что образуется при кристаллизации,
следует установить состав жидкости при т2 сплава ///. Он
соответствует проекции точки е, т. е. имеет такой же состав, что и
сплав IV. Поэтому при т2 жидкая фаза сплава ///
кристаллизуется по схеме Же->Э(а+Р), образуя эвтектику. Поэтому после
конца кристаллизации в структуре сплава /// будут кристаллы а,
образовавшиеся в интервале т/...2 и эвтектика Э(а + Р). При
этом состав кристаллов а соответствует точке /. Так как при
охлаждении сплава /// растворимость компонента В в а-твердом
растворе понижается по линии fk, то при охлаждении от т2 из
а-кристаллов будут выделяться вторичные кристаллы р„ и
окончательная структура сплава /// будет а + Э(а+|3)+ ($//, что
отражено около кривой охлаждения сплава.
При охлаждении сплава V в интервале т/...2 образуются
кристаллы твердого раствора р, состав которых изменяется по
линии dh. Состав жидкой фазы изменяется по линии de и при
температуре т2 имеет состав, соответствующий проекции точки е.
2h
Количество жидкой фазы при т2 будет Ж = -т—7 и она
превращается в эвтектику Ж*->Э(а/ + Рл). Поэтому после окончания
кристаллизации структура сплава V будет состоять из
кристаллов Р+Э(а+Р). Так как растворимость компонента А в р-
твердом растворе в данном случае при понижении температуры
не изменяется, то окончательная структура сплава будет
состоять из р + Э(а+Р).
Таким образом, разобрана вся диаграмма состояния:
установлены фазы во всех областях диаграммы, а также структуры
типовых сплавов, которыми являются для сплавов состава от
точки А до точки k кристаллы а; для сплава состава от k до
/' — а+Р//; для сплавов состава от f до е'— а + Э(а+Р) +Р/ь
для сплава состава е' — Э(а+Р); для сплавов состава от е
до п—р + Э(а+р), для сплавов состава от п до В —
кристаллы р.
Отметим, что сплавы состава от точки /' до точки е' условно
называются доэвтектическими, сплавы состава от е' до п —
эаэвтектическими. На примере разбора этой диаграммы видно,
какая обширная информация закодирована в диаграммах
состояния и каким образом эта информация переводится на
обычный язык.
Для выработки навыка разбора диаграмм состояния и
процессов, происходящих при охлаждении заданного сплава,
необходимо По разработанной методике провести разбор нескольких
сплавов по более сложной диаграмме (рис. 6.6, а, б).
№ 16. Разобрать процессы, происходящие при охлаждении сплава ///
(рис. 6.6, а).
Ответ: см. с. 185.

Рис. 6.6. Кривая охлаждения (а) и схемы структур сплавов (б)
№ 17. Напишите схему превращения сплава VI (рис. 6.6, а) при линии
:n<J диаграммы состояния.
Ответ: см. с. 187
№ 18. Напишите схему превращения сплава /' и // (рис. 6.6, а) при темпе-
:*>атуре линии cb. Определите состав и количество фаз, которые находятся в
равновесии при линии cb диаграммы.
Ответ: см. с. 187.
№ 19. Разберите процессы, происходящие в сплаве XI (рис. 6.6, а) при

охлаждении из жидкого состояния. Какая образуется структура после охлаи-
ления?
Ответ: см. с. 187
№ 20. Разберите процесс структурообразования сплава V (рис. 6.0,6).
Ответ: см. с. 187
№ 21. Из чего состоит структура сплава IX (рис. 6.6, б) после его охлаж
дсн и я из жидкого состояния?
Ответ:'см. с. 187
После усвоения методики разбора диаграмм состояния
рекомендуется выяснить причину появления тех фаз, которые
отмечены на диаграммах рис. 6.4. Хорошее усвоение материала
§ 6.4...6.6 поможет усвоить последующий материал.
§ 6.7. НЕРАВНОВЕСНАЯ КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
И ПЕРЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ СПЛАВОВ
Выше были рассмотрены процессы равновесной
кристаллизации, когда диффузионные процессы полностью успевали
выравнивать составы фаз.
№ 22. Каков был бы состав кристалла сплава // (рис. 6.7), кристаллиза
ция которого происходила в интервале температур Т\...Т^, если бы
диффузионные процессы полностью отсутствовали?
Рис. 6.7. Диаграмма состояния:
а — с пунктирными линиями, характеризующими условия неравновесной
кристаллизации и перекристаллизации; б — схема роста кристаллита сплава // при
неравновесной кристаллизации
141

Ответ: состав кристалла: 1) был бы равен проекции точки d, см. с. 186:
2) изменялся бы в пределах а..А, см. с. 186.
В реальных условиях диффузионные процессы не успевают
полностью выравнивать состав кристаллов. Этот неравновесный
состав кристаллов, образующийся в результате неполного
завершения диффузионных процессов, называется внутрикристал-
лической или дендритной ликвацией.
Вспомнив условия кристаллизации слитка, нетрудно видеть,
что и по зонам состав слитка, если он отлит из сплава, будет
не одинаков: корковая зона будет обогащена тугоплавким
компонентом, а центральная зона — компонентом с более низкой
температурой плавления. В этом случае имеем дело с зональной
ликвацией.
В конструкционных сплавах чаще всего ликвация — явление
нежелательное. Эффект внутрикристаллической ликвации может
быть существенно уменьшен последующим нагревом (отжигом),
при котором диффузионные процессы выравнивают состав
кристаллитов. Зональная ликвация не устраняется при отжиге.
Эффект ликвации тем больше, чем больше температурный
интервал кристаллизации сплава и расстояние по горизонтали
между линиями ликвидус и солидус.
№ 23. В § 12.5 приведены диаграммы состояния CuSn и CuZn. Для
каждого из сплавов, 95%Cu+5%Sn или 95%Cu + 5%Zn, эффект ликвации
должен быть выражен сильнее?
Ответ: см. с. 186.
В реальных условиях никогда не реализуется равновесная
кристаллизация. Отличными от равновесных составов в процессе
протекания кристаллизации будут составы как твердой, так и
жидкой фазы.
Степень неравновесности жидкой фазы ввиду более интенсивно
протекающих в ней диффузионных процессов будет меньше, чем в твердой фазе. Поэтому
для упрощения разбора будем условно считать, что диффузия не успевает
полностью выравнивать состав только кристаллической фазы. Чтобы понять,
к чему это может привести, рассмотрим схему процесса неравновесного
роста кристаллита сплава // состава d' (рис. 6.7, а), зародыш которого
образовался при Т\. Очевидно, состав с этого зародыша будет а. При Тч средний
состав cL>Cp выросшего к этому времени кристаллита (см. схему б, рис. 6.7)
вместо равновесного Ь будет промежуточным между а и Ь% т. е. /г, причем
6>/г>а; при Г3 кристаллит приобретает форму и размеры в соответствии
со схемой Гз, а средний состав Сзср его будет / (£ >/>/*) и т. д. Важно, что
завершение роста кристаллита произойдет не при Т4 (температура равновесного
солидуса), когда средний состав кристаллита соответствует т, а при Гд<Г4,
когда этот состав c^v = n = d, т. е. равный составу исходного сплава, так как
только к Ть будет достигнуто это состояние. Естественно, что при Ть периферийная
оболочка кристаллита (схема при Т^ рис. 6.7) должна иметь состав с = е\
Естественно также, что при росте кристаллита происходило изменение состава внутренних
слоев кристаллита в сторону выравнивания, как это схематично показано на
рис. 6.7, 6 (для Г5) Так как линия aklmn соответствует фактическим температурам
конца кристаллизации для сплавов разного состава в реальных (неравновесных)
условиях, то эту линию называют неравновесным ликвационным солидусом
системы.
Учесть количественно эффект ликвации очень трудно, так как ликвацион-
ный солидус aklmn, представленный на рис. 6.7, а, будет изменяться, если
изменяются условия кристаллизации (скорость охлаждения).

Дальнейшее охлаждение сплава // (рис. 6.7, а) ниже Т5 сопровождается
некоторым выравниванием состава в пределах дендритов, но так как
температура относи км ьно низкая, то маловероятно, что к Те состав в пределах
кристаллитов окажется равновесным (соответствующим точке d'). Это практически
означает, что в пределах зерна перекристаллизации подвергается сплав разного
состава, что приводит к фазовым превращениям Р->-у ПРИ температурах ниже
Ть...Т7 на линиях диаграммы ED и DF, так как для превращения р->-у необходимо,
чтобы состав в превращающемся объеме соответствовал значению d'. Ввиду
релаксации процессов диффузии это будет достигнуто, когда температура сплава
скажется ниже равновесной Г6.
Однако для упрощения допустим, что перекристаллизация сплава //
протекала в интервале температур Т6..-Т7 в равновесных условиях и ниже точки р
состав кристаллов соответствует d'.~ Дальнейшее охлаждение сплава проводится
форсированно. Тогда в условиях неравновесной перекристаллизации выделение
а/7-кристаллов из у-фазы начнется не при Т% в точке г в соответствии с линией Ff,
а при более низкой температуре Ту в точке s на линии Ff'. При этом состав
у-фазы соответствует проекции точки s и при дальнейшем охлаждении
изменяется по линии s/'. При более высокой скорости охлаждения выделение
кристаллов а,, начинается при Гю и изменение состава у-фазы происходит
по линии df"'. В пределе (при очень большой скорости охлаждения) можно
получить однофазное у-состояние состава d' при нормальной температуре.
Естественно, что у-фазы составов в /'. /", d' являются пересыщенными твердыми
растворами и поэтому находятся в неустойчивом состоянии.
Для практических целей очень важно учесть, что выделяющиеся из у-фазы
а,,-кристаллы по величине гк зависят от степени переохлаждения kT\ = T% — Г9
или Л7'2 = Т% — Т\о и т. д., при котором происходит процесс их выделения.
Это целиком и полностью объясняется термодинамическими условиями, как и
при кристаллизации жидкой фазы (см. рис. 2.6).
Чем мельче а,,-кристаллы, тем больше суммарная поверхность границ
а-фазы в у-твердом растворе и тем больше составляющая поверхностной
энергии в энергетическом балансе системы, т. е. тем больше
термодинамический потенциал G и менее устойчивая система.
Поэтому наряду с выделением (Х,,-кристаллов из у-фазы происходит также
растворение мелких частиц а,,-кристаллов в у-фазе. Избыток атомов А в
у-фазе диффундирует к более крупным частицам ац, оседает на них, приводя
к их дальнейшему укрупнению. Это явление называется коагуляцией.
Эффективность коагуляции возрастает с уменьшением скорости охлаждения и может быть
увеличена повторным нагревом сплава. Это явление имеет очень важное
практическое значение, и понимание его позволяет объяснить многие особенности
свойств реальных сплавов (в частности, отпускную хрупкость стали).
Учет влияния поверхностной энергии на изобарный потенциал сплавов
позволяет объяснить и такое явление, как сфероидизация — процесс перехода
пластинчатых или игольчатых структурных составляющих сплава в
сфероидальную форму. На рис. 6.4, г, д показаны микроструктуры стали эвтектоидного
состава, которые имеют либо пластинчатую (г), либо сфероидальную (д)
форму эвтектоидной структуры.
Важно понять, что как сфероидизация, так и коагуляция — это своеобразные
процессы структурообразования через растворение менее устойчивых частиц
выделившейся фазы в маточном растворе и диффузионного переноса
растворенных атомов к другим частицам этой же фазы другой формы или размеров,
вследствие чего уменьшается изобарный потенциал G системы. Это положение
используется на практике для изменения свойств сплава путем направленного
влияния на размер и форму структурных составляющих.
В условиях неравновесной перекристаллизации возможно также образование
квазиэвтектоидных структур. В сплавах, близких по составу к эвтектоидному
(например, сплав / рис. 6.7, а), при быстром охлаждении может быть подавлено
выделение а-кристаллов из р-фазы начиная от температуры точки 3. Тогда
Рфаза превращается сразу в смесь кристаллов a-f-y и у сплава / образуется
так называемая квазиэвтектоидная структура, состав которой равен составу
сплава / и не соответствует точке Е'. Это имеет место, когда превращение
Р-фазы начнется при переохлаждениях, соответствующих температуре точки 5

или ниже. Минимальные степени переохлаждения, вызывающие образование
квазиэвтектоидных структур, зависят от состава сплавов и находятся на пунк
тирных продолжениях линий СЕ и DE, т. е. на линиях Ее или Ed (см. рис. 6.7, а),
к зависимости от состава сплава.
Как следует из рассмотрения реальных условий
кристаллизации и перекристаллизации, реальное строение сплавов может
сильно отличаться от равновесного. Однако это не значит, что
практическая значимость диаграмм состояния становится
сомнительной. Наоборот, при творческом использовании теоретических
закономерностей фазовых превращений по диаграммам
состояния и законов, определяющих реальную кинетику этих
превращений, обеспечиваются условия создания и обработки сплавов для
получения материалов с требуемыми свойствами.
§ 6.8. СВЯЗЬ МЕЖДУ ДИАГРАММАМИ СОСТОЯНИЯ И ВОЗМОЖНОСТЬЮ
ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СПЛАВОВ
Термической обработкой называют совокупность операций
нагрева и охлаждения сплавов по определенному режиму с
целью получения требуемых структур и свойств сплавов.
Наличие фазовых превращений в твердом состоянии широко
используется для изменения структуры и свойств сплавов
методом термической обработки. Так, например, нагревом сплава //
(рис. 6.7, а) выше точки температуры г получаем состояние
сплава, соответствующее 7"твеРД°мУ раствору. При быстром
охлаждении этого сплава можно затормозить выделение ац-
кристаллов и зафиксировать при нормальной температуре
пересыщенный твердый раствор уг который, естественно, будет иметь
свойства, отличные от свойств сплава в равновесном состоянии.
Нагревом сплавов /// (см. рис. 6.6, а) выше температур
точек 4 в область а-фазы и последующим быстрым охлаждением
можно затормозить полностью или частично фазовые
превращения, которые должны протекать в соответствии с диаграммой
состояния при охлаждении. Получим какое-то неравновесное
состояние с особыми свойствами.
Нагрев сплава выше температуры фазового превращения в
твердом состоянии с последующим быстрым охлаждением с
целью получения неравновесной структуры, называемой
закалкой.
Естественно, что сплав в закаленном состоянии неустойчив
и стремится к переходу в равновесное состояние, что может быть
достигнуто при достаточном движении атомов (диффузии).
Нагрев закаленного сплава ниже температур фазовых
превращений содействует развитию диффузионных процессов и
уменьшению степени неравновесности сплава.
Нагрев закаленного сплава ниже температур фазовых
превращений в твердом состоянии с целью получения более
равновесного состояния называется отпуском. Разновидностью
отпуска является также старение, заключающееся в том, что в

закаленных сплавах при нормальной (естественное старение)
или при повышенных температурах (искусственное старение)
протекают процессы, приближающие сплав к более устойчивому
состоянию.
Процессы старения обычно сопровождаются повышением
прочности и уменьшением пластичности и вязкости сплава.
Старение сплавов после закалки называют также
дисперсионным старением. Таким образом, можно различить отпуск
упрочняющий (старение) и смягчающий (собственно отпуск).
Для получения сплава в равновесном состоянии необходим
нагрев его до температуры выше температуры фазовых
превращений в твердом состоянии и очень медленное охлаждение,
чтобы все фазовые превращения успели в максимальной степени
совершиться. Такая термическая обработка называется фазовым
отжигом.
Таким образом, на основании диаграмм состояния
устанавливается возможность или невозможность осуществления того или
иного вида термообработки, а также температурный режим
термообработки.
№ 24. Можно ли провести закалку и фазовый отжиг сплавов VII/ и XII,
кристаллизующихся в соответствии с диаграммой состояния, показанной на
рис. 6.6, а?
Ответ: I) можно см. с. 186; 2) для сплава VIII нельзя, для сплава XII
можно, см. с. 186
№ 25. Из чего будет состоять структура сплава // (рис. 6.7, а) после
закалки, если нагрев был при 7,4>7,>Г6 и охлаждение проводилось так, что
диффузионные процессы были полностью подавлены?
Ответ: структура будет состоять: I) из а + у, см- с- 186; 2) пересыщенного
твердого раствора р, см. с. 186; 3) из 0- и у-твердых растворов, см. с. 186.
§ 6.9. СВЯЗЬ МЕЖДУ СВОЙСТВАМИ СПЛАВОВ
И ТИПОМ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ.
ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЙ ЗАКОН Н. С. КУРНАКОВА
Физические свойства сплавов зависят от фазового состояния
сплавов. Исследованиями Н. С. Курнакова, А. А. Бочвара
установлена связь между диаграммами состояния сплавов,
физическими и технологическими свойствами сплавов.
На рис. 6.8, а...г приведены четыре основных типа диаграмм
состояния и закономерности изменения свойств у этих сплавов в
зависимости от состава, которые заключаются в следующем.
1. Если при сплавлении компонентов образуется
механическая смесь фаз, то свойства сплавов с изменением состава
изменяются по закону прямой линии (аддитивно) (рис. 6.8, а).
2. Если компоненты при сплавлении образуют
неограниченные твердые растворы, то свойства изменяются по
криволинейному закону с максимумом или минимумом (рис. 6.8,6).
3. Если при сплавлении компонентов образуются
ограниченные твердые растворы, то в той части, где имеют место
однофазные области твердых растворов, свойства изменяются но закону

кривой линии. В двухфазных областях свойства изменяются
аддитивно (рис. 6.8, в).
4. Если компоненты образуют химическое соединение, то
составу химического соединения соответствует максимум или
минимум на кривой изменения свойств. Эта точка перелома,
соответствующая составу химического соединения, называется
сингулярной точкой (рис. 6.8, г).
Представленная на рис. 6.8, а...г связь между свойствами
и видом диаграммы состояния сплавов является приближенной
схемой, так как здесь не учитываются влияния на свойства
структуры (формы и размеров кристаллов) и температурного
фактора, которые во многих случаях оказывают очень большое
влияние на свойства сплавов. Так, в частности, при
образовании дисперсной механической смеси фаз дисперсные фазы
(эвтектические и эвтектоидные структуры) могут достаточно резко
отличаться по твердости и прочности от грубокристалличес-
ких структур, что приводит к нарушению закона аддитивности.
Также влияет на свойства наличие в структурах отдельных
сплавов различного количества составляющих с низкой температурой
плавления.
Знание этих закономерностей значительно облегчает создание
новых сплавов с заданными свойствами и содействует более
целенаправленному использованию существующих сплавов.
№ 26. Требуется подобрать сплав для изготовления реостатной проволоки
с высоким электросопротивлением. Сплавы с каким типом диаграммы
состояния наиболее вероятно подошли бы для этой цели (рис. 6.8, а...г)?
Ответ: сплавы типа: 1) рис. 6.8, а, см. с. 186; 2) рис. 6.8, б, см. с. 186.
Связь между диаграммами состояния и технологическими
свойствами сплавов. Диаграммы состояния позволяют
теоретически прогнозировать, какие сплавы наиболее пригодны для
изготовления деталей методом литья, обработки давлением и др.
На диаграмме рис. 6.9 показана зависимость пластичности и
Рис. 6.8. Связь между диаграммами состояния и физическими
свойствами сплавов

питейных свойств от состава сплавов.
Из рисунка видно, что наиболее
пластичными являются чистые компоненты и
однофазные твердые растворы.
Пластичность резко понижается при
появлении двухфазных смесей. Видно, как
изменяются жидкотекучесть и усадочные
явления в сплавах в зависимости от
состава. Взяв это за основу, студент
может решить приводимые ниже
задачи.
№ 27. Система имеет диаграмму состояния,
подобную показанной на рис. 6.6. Какие сплавы
можно рекомендовать для изготовления
изделий методом глубокой вытяжки?
Ответ: см. с. 186
№ 28. Какого состава сплавы рационально
использовать для изготовления деталей методом
литья (см. диаграмму рис. 6.6)?
Ответ: см. с. 186
.№ 29. Если изготовить отливки из сплава V
(см. рис. 6.6), то образуется сосредоточенная
усадочная раковина (рис. 6.9). Как можно
получить отливку без раковины?
Ответ: 1) применить литье в кокиль, см.
с. 186; 2) установить в массивной части отливки
прибыль, см. с. 186.
Связь между диаграммами
состояния (фазами в сплавах) и
конструкционной прочностью материала. Как и
в чистых металлах, проблема
конструкционной прочности определяется
подвижностью и торможением
дислокаций. Основной фазой в технических
сплавах являются твердые растворы.
Атомы растворенного компонента
неоднородно распределяются в зернах
металла растворителя.
На расположение растворенных атомов в кристаллической
решетке растворителя оказывают влияние взаимодействие
упругих полей напряжений дислокаций и примесных атомов. Атомы
элемента, растворенного по способу внедрения, притягиваются
к области растяжения под краем экстраплоскости краевой
дислокации (см. рис. 3.4). Там же преимущественно
располагаются атомы, растворенные по способу замещения, если
размеры этих атомов больше размеров атомов основного металла.
Если растворенные атомы имеют размеры меньше размеров
атомов растворителя, то они притягиваются к области
гидростатического сжатия дислокации и располагаются над краем экстра-
Рис. 6.9. Диаграмма
состояния и технологические
свойства сплавов

плоскости. Энергия связи с краевой дислокацией внедренных
атомов примерно 0,2...0,5 эВ; для атомов замещения эта энергия
составляет 0,05...0,1 эВ. Цепочки инородных атомов вдоль края
экстраплоскости называются атмосферой Котрелла. С
повышением температуры эти атмосферы рассасываются диффузией.
Помимо атмосфер Котрелла установлены и другие виды
размещения растворенных атомов как около краевых, так и
винтовых дислокаций (атмосферы Сузуки), которые вмещают большее
количество растворенных атомов, чем атмосферы Котрелла.
Образующиеся атмосферы блокируют дислокации и
затрудняют их движение. При нормальных условиях дислокации могут
отрываться от атмосфер, для чего, однако, требуются более
высокие напряжения.
Упрочнение при образовании твердых растворов можно
определить по формуле, полученной Моттом и Набарро:
aT=Ge2C,
где От — предел текучести; G — модуль сдвига; е — параметр,
зависящий от различия размеров атомов растворенного
компонента г и растворителя г0(г= Г~Г()); С — атомная концентрация
растворенного компонента.
Упрочнением при образовании твердого раствора достигаются
значения ат = 10~3G.
Наибольшее упрочнение достигается созданием двух- или
многофазных сплавов, состоящих из твердых растворов и вклю- ,
чений других фаз, преимущественно в виде химических соединен
ний, которые тормозят движение дислокаций и повышают предел
текучести материала. На рис. 6.10, а показано движение
дислокации в таких сплавах при их нагружении.
1. Когда расстояние / между включениями М достаточно
велико, движущаяся дислокация начинает огибать включения
(рис. 6.10, а). При этом
увеличивается длина дислокации, и
возникают силы, стремящиеся
восстановить прямолинейную форму
дислокации. Для проталкивания
дислокации между
включениями М, расстояние между
которыми /, необходимо напряжение тпр=
= Gb/l, где G — модуль сдвига,
b — вектор Бюргерса дислокации.
При действующем напряжении
т^>т,ф дислокация выгибается
между частицами; участки ее за
ними смыкаются, образуя
дислокационные петли (рис. 6.10,6).
При движении новых дислокаций
образуются новые кольца и сум-
Рис. 6.10. Схема движения
дислокации АВ при дисперсных
частицах М

марная длина дислокации и энергия решетки растет, что
дополнительно затрудняет проталкивание новых дислокаций.
2. Когда расстояние / между частицами очень мало,
возможно перерезание дислокацией частиц включений (рис. 6.10, в).
В силу этого внутри частицы возникает сдвиг на величину
вектора Бюргерса дислокации, что приводит к увеличению
поверхности между матрицей и перерезанной частицей, благодаря чему
дополнительно возрастает сопротивление движению дислокации.
№ 30. Какие из приводимых материалы являются наиболее прочными?
Ответ: сплавы, состоящие из: I) твердых растворов, см. с. 187; 2) твердых
растворов с мелкодисперсными включениями химических соединений, см. с. 187.
Ниже приводятся основные положения, которыми следует руководствоваться
при создании или выборе сплавов для того или иного назначения.
1. Наилучшими конструкционными материалами, от которых требуется
высокая прочность при достаточной пластичности, являются твердые растворы с
дисперсными включениями другой фазы. Следует по возможности избегать
двухфазных сплавов, когда другая фаза выделяется вокруг зерен основной фазы
сплава. Такие сплавы отличаются высокой хрупкостью. Очень
высокопрочными являются сплавы, упрочненные нитевидными монокристаллами направленно
растущих эвтектик (композиты).
2. Наилучшими материалами для очень износостойких инструментов
являются сплавы, основу которых составляют высокотвердые химические
соединения, сцементированные вязкой фазой твердого раствора.
3. В качестве подшипниковых материалов наиболее подходящими являются
сплавы, состоящие из смеси разных фаз, когда основу сплава составляет мягкая
фаза или структурная составляющая, в которую вкраплены более твердые
кристаллы.
4. В качестве легкоплавких сплавов и припоев применяются эвтектические
или близкие к ним сплавы.
Понятия о диаграммах состояния тройных сплавов. Роль
двойных сплавов в технике сравнительно мала. Значительно чаще
применяются сплавы более сложного состава, диаграммы
состояния которых также более сложны, чем диаграммы состояния
двойных сплавов.
Так, диаграммы состояния тройных сплавов являются
пространственными фигурами (рис. 6.11, а). Для отражения
концентрации тройного сплава обычно используется часть плоскости
в виде равностороннего треугольника, который называется
концентрационным треугольником (рис. 6.11, г).
Структура концентрационного треугольника следующая.
В вершинах треугольника отмечаются компоненты А, В, С,
образующие тройную систему. Стороны треугольника соответствуют
двойным сплавам А — В, В — С, С — А. Любая точка внутри
треугольника соответствует вполне определенному по составу
тройному сплаву.
При определении концентрации тройного сплава за 100 %
состава сплава принимается длина стороны треугольника.
Профессором Ю. А. Геллером предложен очень удобный метод
определения концентрации тройного сплава по правилу трех
отрезков. Рассмотрим определение концентрации сплава в точке о
(рис. 6.11, г) по этому методу. Для этого через точку о проводят
два отрезка, например ор и or, параллельные двум сторонам

Рис. 6.11. Пространственная диаграмма состояния тройной системы,
компоненты которой в твердом состоянии взаимно нерастворимы (а); кривая
охлаждения сплава / (б); проекция линии тройной диаграммы состояния на
плоскость концентрационного треугольника (в); концентрационный
треугольник (г)
треугольника АС и ВС с выходом этих отрезков на третью
сторону АВ. Точки пересечения делят сторону АВ на три части:
Ар, гр и гВ. При этом длина отрезка ргу противолежащая
вершине С, покажет содержание компонента С. Длина отрезка гВ,
прилегающего справа, покажет содержание компонента,
расположенного в левой вершине А. Длина отрезка Ар, прилегающего
слева, показывает количество компонента, расположенного в
правой вершине В.

№ 31. Чему равен состав тройного сплава РЬ — Sn —Hi (см. рис. b.ll,e) в
точке е>
Ответ: см. с. 186.
На рис. 6.11, а представлена диаграмма состояния тройной
системы А — В — С, когда компоненты в твердом состоянии
практически взаимно нерастворимы.
Диаграмма представляет трехгранную призму, основанием
которой является концентрационный треугольник, гранями —
диаграммы состояния двойных сплавов А — В, В — С и С —А. Сверху
диаграмму ограничивает сложная поверхность, состоящая из
трех поверхностей ликвидусов А\в\ЕвъА\% В\в\Ее2В\ и C\e2Ee3Ci,
которые примыкают соответственно к компонентам А, В и С.
Рассмотрим процесс кристаллизации сплава / состава точки
о' внутри концентрационного треугольника ABC (рис. 6.11, а).
При охлаждении сплава / до температуры Т\ (точка У на кривой
охлаждения, рис. 6.11, б) охлаждается жидкая фаза. При
достижении температуры Т\ (точка о) на поверхности ликвидус
В\е\Ее2В\ из жидкости начинают выделяться кристаллы
компонента В. По мере выделения кристаллов В состав жидкой фазы
изменяется по проекции кривой ob\ являющейся продолжением
отрезка, проведенного через вершину В и точку о'. При
температуре Т2 состав жидкой фазы соответствует проекции точки b
пересечения линии ob с линией е\Е, являющейся линией
пересечения поверхностей ликвидусов, примыкающих к вершинам В\ и
А\. Очевидно, начиная от температуры Т2 из жидкой фазы
одновременно кристаллизуются компоненты В и А, т. е. образуется
двойная эвтектика Э(А + В).
Условие кристаллизации двойной эвтектики соответствует
участку 2—3 на кривой охлаждения (рис. 6.11, б). При
понижении температуры по мере кристаллизации двойной эвтектики
Э(А + В) состав жидкой фазы изменяется по проекции линии ЬЕ.
При температуре Г3 состав жидкой фазы соответствует
проекции точки Е пересечения трех поверхностей ликвидусов, идущих
от вершин Л|, В\ и С\. Очевидно, при Т3 происходит
окончательная кристаллизация оставшейся жидкости в тройную эвтектику
Э(А + В + С) при постоянной температуре, так как С = 3 — 4 +
+ 1=0. Таким образом, в процессе кристаллизации сплава /
образовалась структура, состоящая из кристаллов В + Э(А + В) -f
+ Э(А + В4-С), схема которой приведена около кривой
охлаждения на участке ниже 3--3' (рис. 6.11, б).
Разбор пространственных диаграмм состояния тройных
систем по рассмотренной методике ввиду сложного строения
диаграммы не всегда удается осуществить достаточно наглядно и
убедительно. Поэтому диаграммы состояния представляются не в
виде пространственного изображения, как на рис. 6.11, а, а в
виде проекции линий пересечения поверхностей
пространственной диаграммы на плоскость концентрационного треугольника,
как это сделано для рассмотренной диаграммы состояния на
рис. 6.11, е.

Недостатком метода проекции при изучении тройных систем
является отсутствие температурной оси. Однако этот недостаток
в значительной мере устраняется, если на проекцию диаграммы
нанесены проекции линий пересечения поверхностей
пространственной диаграммы изотермическими плоскостями, т. е. изотермы.
На рис. 6.11, в показаны проекции линий пересечения
нескольких изотермических плоскостей с поверхностями
пространственной диаграммы состояния тройной системы Pb — Sn— Bi.
№ 32. Из чего состоит структура сплава состава точки / системы РЬ
Sn —Bi (рис. 6.11. в)?
Ответ: см. с. 186.
В тройных системах могут образовываться химические
соединения — твердые растворы; происходить полиморфные превра
щения и т. д., что в значительной степени усложняет вид
диаграммы.
Для решения ряда практических задач широко пользуются
изображениями горизонтальных и вертикальных сечений
диаграмм состояния тройных сплавов.
Вертикальные разрезы особенно широко используются для
технических сплавов на железной основе типа «железо —
углерод—легирующий элемент». Они позволяют установить измене
ние температур кристаллизации и фазовых превращений в
твердом состоянии для серии сплавов, у которых целенаправленно
изменяют содержание одного компонента (обычно углерода) в
составе сплава. Такие сечения похожи на диаграммы состояния
двойных сплавов и, аналогично последним, являются основанием
для решения многих важных вопросов.
Глава 7
ЖЕЛЕЗО И ЕГО СПЛАВЫ
§ 7.1. ОСНОВНЫЕ ФАЗЫ В СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА
Сплавы на основе железа (стали и чугуны) в настоящее
время еще остаются основными конструкционными материалами.
Более 90 % деталей изготовляется из этих материалов. Исходя
из этого, изучению сплавов на железной основе в курсе
«Материаловедение» отводится ведущее место.
Так как во всех технических сплавах на основе железа
имеется углерод, то изучение сплавов начинают с изучения строения и
свойств железа и углерода и соединения железа с углеродом,
так как углерод находится в большинстве сплавов.
Железо. В таблице Д. И. Менделеева железо имеет атомный
номер 26.
№ 33. Изобразите энергетическую модель электронов атома железа и
установите, к какому классу элементов относится железо.
Ответ: см. с. 187.
Как известно, железо является переходным металлом, имеет

недостроенную d-электронную оболочку. Поэтому для железа
характерен смешанный тип связей между атомами, что
проявляется в высокой температуре плавления и высоком значении модуля
упругости. Наличие высокого модуля упругости железа
проявляется и в сплавах на его основе, обеспечивая высокую
жесткость деталей из этих сплавов.
Абсолютно чистое железо неизвестно. Технически чистым
считается железо (ок. 99,85 % Fe) с содержанием примесей
0,1...0,2 %, в том числе 0,02...0,05 % С. Такое железо называется
армко-железо и производится для электротехнических целей в
большом количестве. Изучение железа очень высокой чистоты
только начинается. Ожидается, что результаты этих
исследований будут иметь большое значение в науке и технике. Железо
кристаллизуется при 1539 °С (рис. 7.1) и имеет полиморфные
превращения при двух температурах: 1392 и 911 °С. При
температурах ниже 911 °С существует Fea с решеткой о.ц.к. В интервале
температур 911 и 1392 °С устойчиво FeY с решеткой г.ц.к. Выше
1392 °С до температуры плавления (1535 ±9) °С железо снова
Риг. 7.1. Диаграмма состояния «железо — цементит»

имеет решетку о.ц.ки называется Fea (иногда, чтобы отличить
низкотемпературное Fea от высокотемпературного последнее
обозначают Fe^). Ниже 768 °С железо ферромагнитно, выше —
парамагнитно. Критическую температуру 1392 °С превращения Fea*=s:FeY
обозначают точкой Л4, температуру 911 °С превращения FeQ4=*
5r=tFeY5=tточкой А-л. Точка Кюри железа 768 °С обозначается Лг
(на диаграмме не обозначена).
Механические свойства железа технической чистоты: aB ~
~ 250 МПа, ат ~ 120 МПа, б ~ 50 %, ф ~ 86 %, 800 НВ. Эти
свойства в значительной степени зависят от величины зерна.
Железо со многими элементами образует твердые растворы.
С элементами, имеющими атомные радиусы, близкие к атомному
радиусу железа, образуются твердые растворы замещения. С
водородом, азотом и углеродом железо образует твердые растворы
внедрения.
Со многими элементами железо образует металлические
соединения, с углеродом и азотом железо образует фазы внедрения,
карбиды, нитриды, которые сильно упрочняют сплавы на основе
железа.
Углерод. В таблице Д. И. Менделеева углерод находится
под номером 6 и относится к неметаллам. Углерод обладает
полиморфным превращением: имеет гексагональный тип решетки
(графит) (см. рис. 1.3) или решетку с координационным
числом 4 (типа алмаза) (см. рис. 1.5). В виде графита углерод
находится в сплавах железа (типа чугунов). Температура
плавления графита ~3500 °С, плотность — 2,5 г/см \ В сплавах
железа с углеродом углерод находится в состоянии твердого
раствора с железом и в виде химического соединения Fe^C — цемента
(карбида железа) — содержит 6,67 % С.
Цементит. Химическое соединение железа с углеродом
Fe:<C называется цементитом.
Кристаллическая решетка цементита состоит из ряда
октаэдров, оси которых наклонены друг к другу. В вершинах октаэдров
находятся атомы железа, каждый из которых одновременно
принадлежит двум октаэдрам; атом углерода находится в центре
октаэдра. Характер связи между атомами углерода и железа в
цементе точно не установлен. Однако в кристаллах цементита
железо и углерод положительно ионизированы, благодаря чему
цементит характеризуется некоторыми металлическими
свойствами (электропроводностью, металлическим блеском).
Цементит очень твердый (>800НВ) и весьма хрупок.
Температура плавления цементита точно не установлена. Атомы
железа в цементите могут замещаться атомами некоторых других
металлов. В этом случае образуется легированный цементит.
Углерод в цементите практически не растворяется.
Цементит — соединение неустойчивое и в определенных
условиях может разлагаться на железо и углерод в виде графита,
что имеет большое значение в процессе структурообразования
чугуна

§ 7.2. ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ «ЖЕЛЕЗО —ЦЕМЕНТИТ»
Диаграмма состояния Fe — Fe3C (железо — цементит)
представлена на рис. 7.1. По оси абсцисс на диаграмме приведено
содержание углерода и цементита. Видно, что количество
цементита в сплаве равно 15-кратному содержанию углерода.
На диаграмме имеется восемь однофазных участков: на
левой оси ординат отрезок AN соответствует а(6)-железу, отрезок
NG— у-железу, отрезок ниже точки G — а-железу.
Так как каждая из этих модификаций железа
взаимодействует с углеродом, то диаграмму состояния можно рассматривать
как трехэтажную, состоящую из частей /, //, /// (рис. 7.1). Все
модификации железа образуют с углеродом твердые растворы
внедрения. В области AHN твердый раствор углерода в а-желе-
зе — феррит (Ф) (иногда обозначают б-твердый раствор).
В области AJESG твердый раствор углерода в 7"железе —
аустенит (А). В области GSO твердый раствор углерода — в
низкотемпературной модификации а-железа (Ф).
Растворимость углерода в а-железе весьма незначительная,
составляет при температуре 600 °С около 0,01 %.
В 7_железе растворимость углерода доходит до 2,14 %.
На рис. 7.2, а, б представлены микроструктуры аустенита и
феррита.
Правая ордината DFKL диаграммы Fe — Fe3C (см. рис. 7.1)
соответствует цементиту. Область выше линии ликвидус ABCD
соответствует жидкому состоянию (Ж).
Сложный вид диаграммы Fe — Fe3C объясняется тем, что
железо обладает полиморфными превращениями в твердом виде.
Полиморфизм железа обусловливает и полиморфные
превращения в железоуглеродистых сплавах.
Необходимо научиться по диаграмме состояния разбирать
процессы, происходящие при охлаждении типовых сплавов,
которые приведены на рис. 7.3, а, б, в. При разборе этих сплавов
следует учитывать, что фазы и структурные составляющие
железоуглеродистых сплавов имеют свои названия. Название фаз
приводилось выше.
Название структурных составляющих установим, разобрав
смысл нонвариантных превращений и учтя принятые условные
обозначения фаз и
структурных составляющих: Ц —
цементит, А — аустенит, Ф —
феррит, Л — эвтектическая смесь,
П — эвтектоидная смесь.
№ 34. При каких температурах ч
какие нонвариантные превращения
(С = 0) имеют место в сплава\
Fe — Fe3C?
Ответ: см. с. 187.
Как было установлено, в желе
Рис. 7.2. Микроструктуры аустенит;»
\и) и феррита (б)

зоуглеродистых
сплавах возможны три
превращения, при которых
число степеней
свободы равно нулю, т. е.
имеет место
сосуществование трех фаз.
При 1499 °С (линия
HJB, Ж + 6+ А) имеет
место перитектическое
превращение (см.
рис. 7.1).
При 1147°С [линия
£СЛЖ4.з-*Э(А+Ц)-
ледебурит (А)\ имеет
место эвтектическое
превращение.
В результате
эвтектического превращения
образуется
эвтектическая смесь аустенита и
цементита, которая
называется ледебуритом.
При 727 °С [линия
Р5/(,Ао.8-+Э(Ф + Ц)-
перлит] имеет место эв-
тектоидное
превращение.
В результате этого
превращения
образуется эвтектоидная смесь
феррита и цементита,
которая называется
перлитом.
Для того чтобы
разобраться в фазовых
превращениях и в
достаточно сложной
картине структурообразо-
вания сплавов Fe —
РезС, нужно четко
понимать следующее.
1. Физический смысл
превращений,
соответствующих линиям на
диаграмме. Линия
ABCD является линией
ликвидус, и по этой
линии изменяется состав
СО й*
О 2
Ш ш
СЗ х
с; О.
С *
О I
X <с
2
§ ч
с £
К Lb
X
та к
ОС X
О х
со к
та с
8 s
>^ 2
°* и*
£ g
s I
» «о
СЗ «
го <t>
5 °
2 в
О. ри
* * >>
03 а* X
8 t?
| -*
О КЗ
О. S Q.
с я >»
о; ь
л .. d *
If
^ I II
Г^ О я ^
СО 9*¥
Q, * а с

жидкой фазы при кристаллизации сплавов. Линия AHJEF —
линия солидус, в соответствии с которой изменяется состав
кристаллизующейся фазы.
Линии HN и JN показывают температуры начала и конца
перекристаллизации феррита (Ф) в аустенит (А). В соответствии
с этими линиями изменяется состав феррита и аустенита при
изменении температуры сплава. Линия GS характеризует
температуру начала, линия GP — конца превращения аустенита в
феррит. В соответствии с этими линиями изменяется состав
аустенита и феррита при изменении температуры сплава. Линии
IE и ES характеризуют предельную растворимость углерода
в аустените в зависимости от температуры.
2. Важнейшим условием для успешного разбора процессов
фазовых превращений в сплавах при нагреве или охлаждении
является умение пользоваться правилами для определения
состава и количества фаз.
3. Необходимо ясно понимать различие между фазой и
структурой сплава.
Схемы кривых охлаждения и фазовых состояний для типовых
сплавов I...VI приведены на рис. 7.3, а, б, в. Однако не следует
заучивать их, а при разборе обязательно установите, почему то
или иное состояние при соответствующих температурах имеет
место. В помощь при разборе каждого сплава приводятся
контрольные вопросы и разбор ответов. Реальная структура
типичных железоуглеродистых сплавов приводится на рис. 7.4
и 7.5.
Представление о том, какие фазы и структуры имеют сплавы
железа с углеродом, можно получить из рис. 7.1, где в разных
полях диаграммы показаны структурные состояния сплавов и
в скобках характер фаз, если структуры и фазы различны. Такие
диаграммы приводятся в любом учебнике и в справочниках.
Как возникла та или иная структура, можно объяснить
разбирая только процессы, происходящие в сплаве при его
охлаждении. Поэтому при проработке материала необходимо научиться
выявлять динамику образования структур сплавов. Ниже
приводится дополнительная информация о железоуглеродистых
сплавах.
Як 35. Нарисовать кривую охлаждения схемы фазовых состояний
(структуры) сплава / при разных температурах (см. рис. 7.3,6). Обосновать процессы,
происходящие при охлаждении сплава.
Ответ: см. с. 187
Как установлено, структура этого сплава состоит из перлита и феррита
(Г1 + Ф) (рис. 7.4, в).
№ 36. Проделать такие же построения и объяснения для сплава //.
Ответ: см. с. 187
Структура сплава // состоит из перлита (П) (рис. 7.4, г).
№ 37. Для сплава /// проделать такие же построения и объяснения, как
для сплавов / и //.
Ответ: см. с. 18а
Структура сплава состоит из перлита и вторичного цементита

Рис. 7.4. Микроструктуры сталей:
а — С = 0.05 %, структура Ф -+- Hi 1; б — С = 0,15 %, доэвтектоидная сталь,
структура Ф + П; в — С = 0,35 % доэвтектоидная сталь, структура Ф + П; г — С =
= 0,8 %, эвтектоидная сталь, структура — пластинчатый перлит П; д — С = 0,8 %,
эвтектоидная сталь, структура — зернистый перлит П; е-— С= 1,2%, заэвтектоид-
ная сталь, структура П + Ли: (Х500)
Рис. 7.5. Микроструктуры белых чугунов:
и — С = 3,2 % — дочвтектический белый чугун; структура Л + П + Цц; б —
структура — ледебурита Л: в — С = 5 % — заэвтектический белый чугун, структура
Л + LIi (Х250)
(П + Ц,,). Реальная микроструктура разобранных сплавов
представлена на рис. 7.4, б, в, г, е.
Перлитная структурная составляющая состоит из
чередующихся пластин феррита и цементита, что хорошо видно из
структуры эвтектоидного и заэвтектоидного сплавов (см.
рис. 7.6, г). В структуре сплава / перлит представляется в виде
однородных темных кристаллов, так как в этом сплаве перлит
очень тонкодисперсный. В микроструктуре сплава /// видна це-

ментная сетка, которая располагается вокруг кристаллов
перлита (рис. 7.4, е)
По микроструктуре сплавов можно приблизительно
определить количество углерода в составе сплава, учитывая следующее:
количество углерода в перлите составляет 0,8 %, в цементите —
6,67 %. Ввиду малой растворимости углерода в феррите
принимается, что в нем углерода нет.
Л* 38. При изучении микроструктуры сплава иод микроскопом установлено,
что структура состоит из 40 % феррита и 60 % перлита. Сколько примерно
углерода в составе сплава?
Ответ: см. с. 188-
Далее разберем процессы, происходящие при охлаждении
типовых сплавов Л/, V, VI. Видно, что при 1147 °С все эти
сплавы претерпевают эвтектическое превращение Ж4,з->(А2,14 +
+ Цб,б7), в результате чего в структуре сплавов образуется
ледебурит.
На рис. 7.5, а, 6, в приведены микроструктуры этих сплавов.
Проверку правильности разбора процессов при охлаждении
сплавов проводите по рис. 7.3, б.
Сопоставляя структуры типичных железоуглеродистых
сплавов (рис. 7.4 и 7.5), их можно разделить на две группы: сплавы
с содержанием углерода до 2,14 % С не имеют в структуре
эвтектики — ледебурита; у сплавов с содержанием углерода выше
2,14 % в структуре имеется ледебуритная структурная
составляющая.
Отсутствие в структуре сплавов (с содержанием углерода
меньше 2,14 % С) хрупкой эвтектики делает сплавы ковкими и
дластичньши, что является характерной особенностью сталей.
В то же время наличие легкоплавкого ледебурита в структуре
сплавов (с содержанием углерода выше 2,14 % С) повышает
литейные свойства этих сплавов.
В соответствии с диаграммой Fe — Fe3C железоуглеродистые
сплавы с содержанием углерода меньше 2,14 % называются
сталями, сплавы с содержанием углерода больше 2,14 % —
чугунами. Чугуны, кристаллизирующиеся в соответствии с
диаграммой Fe — Fe3C, отличаются высокой хрупкостью. Цвет излома
их серебристо-белый. Такие чугуны называются белыми
чугунами (в отличие от серых, ковких и высокопрочных чугунов, в
структуре которых углерод в основном находится в виде
графитовой фазы). Как видно из диаграммы Fe — Fe3C, фазовый состав
сталей и чугунов при нормальной температуре один и тот же
(Ф + Ц). Однако свойства сталей и белых чугунов различаются.
Отсюда можно сделать вывод, что основным фактором,
определяющим свойства сплавов железо — углерод, является их
структура.
По количеству углерода и по структуре стали
подразделяются на: доэвтектоидные (0,02 % < С < 0,8 %), структура
перлит -f феррит (П + Ф); эвтектоидные (С =0,8 %), структура

перлит (П); заэвтектоидные (0,8 % < С < 2,14 %), структура
перлит + вторичный цементит (П + Ц„). Типичные структуры
сталей приведены на рис. 7.4, а...е.
По количеству углерода и по структуре белые чугуны
подразделяются на: доэвтектические (2,14 % <С С <С 4,3 %), структура
ледебурит -+- перлит -+- вторичный цементит (П-(-Л + Ц,);
эвтектические (С = 4,3 %), структура ледебурит (Л); заэвтектические
(4,3 % < С < 6,67 %), структура ледебурит + цементит (Л +
+ Ui). Типичные структуры белых чугунов приведены на
рис. 7.5, а, б, в.
№ 39. По диаграмме рис. 7.1 белые чугуны имеют в структуре ледебурит
при высоких и низких температурах. В чем различие высокотемпературного
и низкотемпературного ледебурита?
Ответ: см. с. 188.
S 7.3. УГЛЕРОДИСТЫЕ СТАЛИ
До настоящего времени около 90 % промышленных деталей
изготовляется из углеродистой стали. Характерной особенностью
стали как конструкционного материала является высокий модуль
упругости, который практически структурно-нечувствителен, в то
время как все остальные свойства сильно зависят от структуры
и могут быть изменены термической обработкой. Основным
элементом, от которого зависят свойства углеродистых сталей,
является углерод.
Влияние углерода. На рис. 7.6 приведены кривые зависимости
прочности и пластичности стали от содержания в ней углерода.
Из этих кривых следует, что углерод очень резко повышает
прочностные свойства при одновременном понижении
пластичности и вязкости. Это объясняется торможением цементитными
включениями движения дислокации
в феррите. Естественно, что
тормозящая роль тем больше, чем больше
количество цементита, которое
увеличивается с увеличением количества
углерода в стали. С увеличением
количества углерода верхний порог
хладноломкости стали резко
смещается в область более высоких
температур, т. е. происходит уменьшение
сопротивления отрыва S»r материала.
Температурный порог
хладноломкости сильно зависит от величины
зерна стали (см. рис. 5.21), которую
можно изменять соответствующей
термической обработкой. Поэтому
на смену существующей традиции
использовать углеродистые стали
обыкновенного качества без термиче-
Рис. 7.6. Влияние углерода на
механические свойства сталей

ской обработки приходит тенденция термически обрабатывать
детали из этих сталей. Термическая обработка положительно
влияет и на структуру перлита. После нее вместо пластинчатого
перлита получают перлит с глобулярной формой цементитных
частиц, что повышает вязкость стали. Вязкость зернистого
перлита выше, чем пластинчатого, по той причине, что образующиеся в
цементите трещины не могут распространяться на большие
расстояния, так как попадают в пластическую ферритную
матрицу.
Углерод влияет также и на другие физические свойства
стали: с повышением количества углерода увеличиваются
электросопротивление и коэрцитивная сила, уменьшается магнитная
проницаемость.
Влияние постоянных примесей на свойства стали.
Углеродистые стали являются сложными сплавами, в состав которых в
качестве постоянных примесей входят: Si — до 0,35%, Мп —
до 0,8 %, S — до 0,06 %, Р — до 0,07 %. Кроме того, в них
присутствуют скрытые примеси, наличие ^которых не
устанавливается обычным химанализом. Это ЬЬ, Ог, N2 и случайные
примеси, попадающие в сталь из-за загрязнения шихтовых
материалов, используемых при выплавке стали.
Марганец и кремний вводятся в сталь для раскисления. Для
получения вполне раскисленной (спокойной стали) производится
дополнительное раскисление стали алюминием.
Марганец, кроме того, повышает прочность стали в
горячекатаных изделиях и уменьшает красноломкость стали,
вызываемую влиянием серы. Кремний, растворяясь в феррите, сильно
Упрочняет его и понижает пластичность стали.
< Сера с железом образует сульфид FeS, который с железом
образует легкоплавкую эвтектику Э (Fe + FeS) с температурой
плавления 988 °С. При кристаллизации эта эвтектика
располагается в виде оборок вокруг зерен стали. При температуре горячей
обработки (выше 1000 °С) эвтектика плавится, что приводит к
нарушению связи между зернами, и в металле возникают
надрывы и трещины. Это явление называется красноломкостью стали.
При наличии марганца в стали вместо сульфида железа
образуется сульфид марганца MnS с температурой плавления
1620 °С, благодаря чему устраняется явление красноломкости.
В зависимости от назначения в стали допускается до 0,03...
0,06 % серы. Исключением являются автоматные стали, из
которых изготовляются детали неответственного назначения.
Содержание серы в этих сталях допускается до 0,2 %, так как сера
улучшает обрабатываемость резанием.
Фосфор в малых количествах растворяется в железе,
образуя твердый раствор. При повышенном содержании фосфор с
железом образует химические соединения — фосфиды Fe3P и
Fe2P. Растворяясь в феррите, фосфор уменьшает его
пластичность и вязкость, резко повышает порог хладноломкости.
Вредное влияние фосфора усугубляется большой склонностью к лик:

вации сплавов Fe — Р, вследствие чего образуются участки,
сильно обогащенные фосфором, даже когда общее содержание
фосфата в сплаве еще очень мало. При содержании фосфора,
исчисляемом десятыми долями процента, из-за эффекта ликвации
в структуре образуется фосфидная эвтектика. Содержание
фосфора в сталях в зависимости от назначения допускается
до 0,025...0,06 %. В сталях неответственного назначения
допускается содержание фосфора до 0,1...0,15 % для улучшения
обрабатываемости резанием (автоматные стали).
Азот, кислород, водород в стали могут присутствовать: в
газообразном состоянии в дефектных участках металла; в виде
FeO и других химических соединений, образующих
неметаллические включения АЬОз, ЭЮг, нитриды и др.; в виде твердого
раствора в железе.
Большую опасность представляет водород в стали, который
при повышенных количествах, скапливаясь в микрообъемах
внутри металла, создает большие давления, приводящие к
образованию внутренних трещин — флокенов.
Неметаллические включения являются хрупкими, в процессе
прокатки крошатся и располагаются в стали в виде цепочек,
создавая микроскопические концентраторы напряжений, которые
понижают главным образом усталостные характеристики и
ударную вязкость стали.
Неметаллические включения служат центрами
кристаллизации феррита. В результате прокатки такой стали образуется
полосчатая структура, которая вызывает сильную анизотропию
свойств вдоль и поперек направления прокатки. Ударная
вязкость образцов, вырезанных из материала поперек направления
прокатки, вдвое меньше, чем у образцов, вырезанных вдоль
направления прокатки. Анизотропию уменьшают
металлургическим переделом, снижающим количество неметаллических
включений, применением поперечной прокатки.
Растворимость Н, N, О, С в а-железе очень мала и
понижается с понижением температуры. Это содействует тому, что при
неравновесных условиях охлаждения (повышенная скорость
охлаждения) после ковки, прокатки, сварки образуется
пересыщенный твердый раствор этих элементов в у-железе.
Постепенное выделение их при нормальной или повышенной
температуре называется старением. Старение приводит к снижению
ударной вязкости и повышению порога хладноломкости стали. Ох-
рупчивание стали может иметь место после пластической
деформации, если она выполняется при температурах ниже
температуры рекристаллизации. Сущность процесса заключается в
том, что при пластической деформации происходит искажение
кристаллической решетки, отдельные объемы металла
пересыщаются азотом и углеродом, которые выделяются постепенно
в виде нитридов и карбидов. Этот процесс называется
деформационным старением.

§ 7.4. ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ
Стальные изделия изготовляют различными способами:
обработкой резанием из заготовок, ковкой, штамповкой, сваркой,
литьем. Поведение металла при его обработке (технологические
свойства) имеет большое влияние на качество изделий,
производительность труда и себестоимость изделий.
Ниже будут рассмотрены факторы, влияющие на важнейшие
технологические свойства углеродистой стали.
Обрабатываемость резанием. Обрабатываемость резанием
характеризуется следующими основными показателями: стойкостью
режущего инструмента (время работы между переточками);
допустимыми скоростями и усилиями резания; чистотой
обработанной поверхности. С увеличением прочности и твердости, т. е. с
повышением содержания углерода в стали, обрабатываемость
ухудшается. Однако и стали с очень малым содержанием углерода,
со структурой почти чистого феррита обрабатываются плохо,
давая низкую чистоту поверхности. Марганец и кремний, упрочняя
сталь, ухудшают обрабатываемость. Оптимальной
обрабатываемостью обладают доэвтектоидные стали со структурой
пластинчатого, а эвтектоидные и заэвтектоидные стали — со структурой
зернистого перлита. Обрабатываемость зависит от величины
зерна; лучшей обрабатываемостью обладают крупнозернистые
стали (образуется сыпучая стружка). Наличие твердых
включений оксидов, нитридов, карбидов ухудшает обрабатываемость.
Хорошей обрабатываемостью обладают стали с повышенным
содержанием серы и фосфора (до 0,1...0,3 %).
Штампуемость. Штампуемость ухудшается по мере
повышения прочностных свойств стали, особенно предела текучести.
Способность стали к вытяжке характеризуется отношением
сго.г/схв, которая у металла для глубокой вытяжки должна быть
в пределах 0,65...0,7. Стали для глубокой штамповки имеют
около 0,08 % С, до 0,4 % Мп, не больше 0,03 % Si. Такими
сталями являются обычно «кипящие» (кп) стали. Большое
влияние на получение хороших штамповок оказывает величина
зерна: оптимальным является однородное зерно феррита с баллом
6...8. Балл (номер зерна N) определяется зависимостью п = 8-2Л/,
где п — количество зерен, помещающихся на площади 1 мм2
шлифа. Стали с баллом 1...5 относятся к группе
крупнозернистых; с баллом 6... 10 — к мелкозернистым. Крупнозернистые стали
и стали с неоднородным зерном дают шероховатую поверхность
и склонны к образованию разрывов при штамповке. Стали с
очень мелким зерном обнаруживают пружинящий эффект и
сильно изнашивают штампы. Важно, чтобы третичный цементит,
который имеется в структуре низкоуглеродистой стали, не
располагался по границам зерна и не образовывал скоплений, что
ведет к охрупчиванию стали. Сильно охрупчивает сталь
деформационное старение. Помимо того, выделение азота (углерода)
в областях дислокаций на плоскостях скольжения феррита

при деформационном старении приводит к появлению на выш-
тамповках полос скольжения, проявляющихся в виде
шероховатости, что для облицовочных деталей недопустимо. Меньшей
склонностью к таким дефектам обладают «спокойные» (сп)
стали, обработанные ванадием или бором.
Свариваемость. Качество металла в сварном шве и
околошовной зоне в первую очередь определяет свариваемость стали.
Чем шире температурный интервал кристаллизации, тем легче
образуются горячие трещины. Интервал кристаллизации
возрастает с увеличением содержания углерода (см. рис. 7.1). Поэтому
с повышением содержания углерода свариваемость ухудшается.
С повышением содержания углерода увеличивается также
склонность стали к закалке, что содействует образованию трещин при
пониженной температуре (холодные трещины). Поэтому
содержание углерода в сталях, подвергаемых сварке, ограничивается.
Литейные свойства стали. Под литейными свойствами стали
понимают жидкотекучесть (заполняемость металлом формы),
объемную усадку (склонность к образованию усадочных раковин
и рыхлости), линейную усадку (склонность к образованию
трещин). Литейные свойства стали ухудшаются при увеличении
содержания углерода. Поэтому для литья используют обычно
стали с содержанием углеродов до 0,4 % С. Но и в этом случае
литейные свойства стали весьма невысокие. Имеют место
склонность к образованию раковин, трещин, плохая жидкотекучесть,
большой пригар.
№ 40. Какую сталь следует выбрать для изготовления деталей кузовов
автомашин штамповкой?
Ответ: см. с. 188.
№ 41. Высокоуглеродистые стали для изготовления инструмента подвергают
дополнительной термической обработке для получения зернистого перлита. Для
чего это делается?
Ответ: см. с. 188.
№ 42. Что необходимо сделать, чтобы уменьшить эффект ликвации в
стальных отливках?
Ответ: см. с.188.
§ 7.5. ОСНОВЫ ЛЕГИРОВАНИЯ СТАЛИ.
ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
С ЖЕЛЕЗОМ И УГЛЕРОДОМ
Легирующими элементами в стали являются элементы,
специально вводимые в сталь с целью изменения ее свойств. Сталь, в
состав которой введены легирующие элементы, называется
легированной. К числу наиболее часто используемых специальных
легирующих элементов относятся Cr, Ni, Mo, Ti, W, V, а также
Mn и Si, если количество этих элементов в стали превосходит
содержание их в углеродистой стали. Свойства легированных
сталей в значительной степени определяются тем, какие фазы
образуются при сплавлении легирующих элементов с железом и
углеродом.
Легирующие элементы с железом образуют твердые раство-

.Рис. 7.7. Диаграммы состояния:
а — железа с Mn, Ni, Си; б с Si, W, Mo, V, Ti,
Та, Nb, Zr, Сг
ры. Многие легирующие
элементы с углеродом
образуют карбиды.
Твердые растворы.
Элементы с малым
атомным радиусом (азот, бор)
образуют, подобно
углероду, твердые растворы
внедрения. Остальные
легирующие элементы
образуют твердые растворы
замещения, растворяясь в
разных модификациях
железа.
В зависимости от
расположения элементов в
периодической системе и
строения кристаллической
решетки легирующего '
элемента возможно несколько вариантов взаимодействия
легирующего элемента с железом. Им соответствуют и типы диаграмм
состояния сплавов системы Fe — легирующий элемент.
На растворимость легирующего элемента в железе
преобладающее влияние оказывает объемный фактор атомов железа и
легирующего элемента, как это имеет место и в других случаях
образования твердых растворов.
Если атомные радиусы элементов отличаются от среднего
атомного радиуса железа в пределах до 15 %, то эти элементы
обладают повышенной растворимостью в Fea или FeY вплоть до
неограниченной, например Cr, Ni.
Если решетка легирующего элемента (л. э.) о.ц. к., т. е.
изоморфна решетке Fea, то он растворяется преимущественно в
Fea, образуя легированный феррит. При этом область твердого
раствора на базе FeY сужается. Такими элементами являются
Сг, V, Mo, W, Та, Nb, Zr, Ti. Тип диаграммы состояния Fe —
л. э. в этом случае соответствует рис. 7.7, б. Эти элементы
повышают критическую точку Л3 (исключение составляет Сг) и
понижает точку Л4 железа.
Если элемент имеет решетку г. ц.к., изоморфную решетке
FeY, или если низкотемпературная модификация элемента
отлична от обеих модификаций железа, то эти элементы
преимущественно растворяются в FeY, образуя легированный аустенит.
Область твердых растворов на базе Fea сужается. Элементами
этой группы являются Mn, Ni, Zn, Ru, Os, Си.
Тип диаграммы состояния Fe — л. э. в этом случае
соответствует рис. 7.7, а, из которого видно влияние легирующих
элементов на критические точки Аъ и А4.
На рис. 7.8, а, б приводятся две диаграммы состояния железа
с легирующими элементами. Проследите характерные участки

этих диаграмм и установите, к какой разновидности каждая из
них относится.
Как было видно из рис. 7.7, а и 7.8, б, при сплавлении железа
с Ni, Мп и т. д. начиная с некоторых концентраций легирующего
элемента сплавы при всех температурах имеют состояние у-твер-
дого раствора. Такие сплавы называются аустенитными. Сплавы
этой группы, у которых при нагреве (или охлаждении) имеют
место частичные фазовые превращения в твердом состоянии,
называются полуаустенитными.
Сплавы железа с Сг, Si, Al, W, V, Mo со структурой а-твер-
дого раствора, не имеющие фазовых превращений в твердом
состоянии, называются ферритными, например сплав Fe с
20% Сг (рис. 7.8, а). Сплавы этой же группы, у которых при
изменении температуры происходят частично фазовые
превращения в твердом состоянии, называются полуферритными.
Карбидные фазы в легированных сталях. В легированных
сталях наряду с железом всегда присутствует углерод, с
которым многие легирующие элементы могут вступать во
взаимодействие и образовывать специальные карбиды.
Химические соединения с углеродом — карбиды — могут
образовать легирующие элементы, имеющие недостроенную d-элек-
тронную орбиталь.
В табл. 7.1 приведены важнейшие легирующие элементы с
недостроенной d-электронной орбиталью, количество
недостающих электронов на d-орбитали, а также химические формулы
важнейших карбидов, образуемых этими элементами.
Склонность к карбидообразованию, стойкость карбидов, их
твердость и температура образования тем выше, чем больше
степень недостроенности d-электронной орбитали атома элемента.
Если сравнить отношения атомных радиусов углерода гс и
карбидообразующих элементов гм, то для Fe, Мп, Сг гс/гм>0,59,
для элементов Mo, W, Nb, V, Zr и Ti rc/rM < 0,59.
Рис. 7.8. Диаграммы состояния:
a— Fe —Сг; б — Fe —Ni

Таблица 7. 1
Элемент
Количество
недостающих электронов
на d-орбитали
Химическая
формула образуемых
карбидов
Fe
4
Fe3C
Mn
Сг
5 6
Мп3Ск>2зСб
Сг7С3
|Сг4С7
Мо
6
Мо2С
W
7
W2C
W6C
wc
Nb
7
NbC
V
7
VC
Zn
8
ZrC
Ti
8
TiC
О состояний фаз в легированных сталях ориентировочно
можно получить представление из диаграмм состояния тройных
сплавов (рис. 7.9).
От отношения величины rc/гм зависит природа карбидной
фазы легирующих элементов. Карбиды легирующих элементов
можно разделить на две группы:
1. Карбиды железа, марганца, хрома, для которых гс/гм>
> 0,59, представляют собой типичные химические соединения
РезС, Мп3С, СГ4С7, СгуЭз и т. д. с определенным (зачастую
весьма сложным, например у карбидов хрома) строением
кристаллической решетки. Эти карбиды существуют при стехиометричес-
ком составе углерода и металла.
2. Карбиды Mo, W, V, Zn, Ti и Nb, для которых гс/гм < 0,59,
представляют собой фазы внедрения и имеют простой тип
решетки.
При наличии в сплаве нескольких карбидообразующих
элементов могут образоваться сложные карбиды, включающие
несколько элементов, например (Fe, Mn)3C, (Cr, Fe)23C6 и т. д.
Все карбиды отличаются высоким показателем твердости и
высокой температурой плавления. Особенно это относится к
карбидам второй группы (фазы внедрения). Так, твердость WC
Рис. 7.9. Изотермические сечения при нормальной температуре для систем:
a— Fe — Сг-С; б— Fe-Mo-C; в — Fe-W-C

около 1800 НВ, для TiC — 3000 НВ, температуры плавления
соответственно 3500 и 3200 °С.
Распределение легирующих элементов в фазах стали. Только
в твердом растворе находятся элементы с достроенной d-элект-
ронной орбиталью — Si, AI, Си, а также Ni и Со, степень
недостройки d-электронной орбитали атомов которых меньше, чем у
железа (для Ni— 2, для Со — 3). Значительно сложнее
распределение таких легирующих элементов, как Mn, Mo, W, V, Ti, Zn,
Сг, которые должны растворяться в железе и образовывать
с углеродом карбиды. Еще сложнее установить, в каких фазах
находится легирующий элемент, если он может образовать
карбиды разного состава (например, Сг).
Ниже приводятся некоторые соображения, которыми можно
руководствоваться, чтобы установить, в какой фазе находится
легирующий элемент в стали. Для относительно простых по
химическому составу сталей фазовый состав в равновесных
условиях можно установить по диаграмме состояния или их
изотермическим сечениям (рис. 7.9, а, б. в).
Представление о стойкости карбидов разных элементов, так
же как и о том, в какой фазе предположительно будет
легирующий элемент в стали, позволяет предположить эффективность
упрочняющего действия легирующего элемента в стали, а также
ожидаемое влияние легирования на технологические свойства
стали.
Решение вопроса о фазовом составе сложнолегированных
сталей с большим количеством углерода и различных по
характеру легирующих элементов может быть выполнено только на
основе фазового анализа. Так, например, в состав фаз
быстрорежущей стали входят а-твердый раствор, карбиды типа МевС,
Ме2зС6, МеС, Ме3С, Ме2С.
№ 43. Можно ли закалить сталь — сплав состава 80 % Fe + 20 % Сг (см.
рис. 7.8)? Почему вы так решили?
Ответ: см. с. 188.
№ 44. Можно ли закаливать сплав состава 95 % Fe -f- 5 %Сг (см. рис. 7.8)?
Почему вы так решили?
Ответ: см. с. 188.
№ 45. Какие из приводимых карбидов TiC, Wc, МоС наиболее устойчивы?
Почему?
Ответ: см. с. 188.
№46. Из каких фаз состоит структура стали состава 1,а% С+12%Сг
(рис. 7.9, а)?
Ответ: см. с. 188.
§ 7.6. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА СОДЕРЖАНИЕ
УГЛЕРОДА В ПЕРЛИТЕ, ТЕМПЕРАТУРУ ЭВТЕКТОИДНОГО
ПРЕВРАЩЕНИЯ И СВОЙСТВА СТАЛИ
Все легирующие элементы понижают содержание углерода в
перлите. Легирующие элементы, кроме Ni и Мп, повышают
температуру эвтектоидного превращения стали.
При образовании аустенита легирующие элементы в больший-

стве случаев растворяются в нем, образуя твердые растворы
замещения. О температурах фазовых превращений и о составе
образующихся фаз судят по вертикальным разрезам тройных и
более сложных диаграмм.
Влияние легирующих элементов на механические свойства
феррита и стали в равновесном (отожженном) состоянии.
Легирующие элементы в стали могут быть в твердом растворе, в
карбидной фазе или в виде интерметаллических соединений.
Атомы легирующих элементов под действием неоднородного поля
напряжений, какими являются поля дислокаций, перемещаются
к дислокациям и накапливаются около них, образуя, атмосферы
Котрелла, а при повышенных концентрациях — атмосферы Сузу-
ки. Атмосферы блокируют дислокации и затрудняют их
перемещение под действием сдвиговых напряжений. Механическое
торможение дислокации указывает также границы зерен и блоков.
Это выражается в повышении предела текучести ат, предела
прочности (Тв и твердости НВ легированных твердых растворов
железа. На рис. 7.10, а, 6, в показано влияние различных
легирующих элементов на прочность, пластичность и вязкость
феррита. Особенно благоприятно влияние никеля на механические
свойства феррита, так как никель одновременно повышает и
сопротивление пластической деформации, и пластичность. Такое
влияние никеля сохраняется и в сложнолегированных сталях, в
состав которых входит этот элемент. Поэтому никель является
ценным легирующим элементом в сталях.
Частицы карбидных или интерметаллических соединений в
структуре стали механически тормозят перемещение дислокации
в твердом растворе. Если легирование сопровождается
измельчением блочной структуры и уменьшением величины зерна стали,
то это приводит к увеличению сопротивления хрупкому
разрушению Sot. М. М. Штейнбергом было показано, что влияние
легирующих элементов на сопротивление отрыву феррита
определяется тем, как легирующий элемент влияет на размер зерна
феррита, а не составом феррита. В большинстве случаев
легирующие элементы при относительно небольшом количестве их в
стали (конструкционная сталь) содействуют образованию
мелкозернистого феррита и благодаря этому повышают сопротивление
стали хрупкому разрушению. Исследованиями Е. М. Савицкого
показано весьма благоприятное влияние на свойства сталей
редкоземельных элементов (РЗМ) за счет измельчения зерна,
очищения границ зерна от оксидов, сульфидов.
Легирующие элементы, упрочняя сталь, ухудшают
обрабатываемость резанием, штампуемость, но положительно влияют на
технологические свойства стали при термообработке.
Главная трудность использования возможности улучшения
механических свойств стали в равновесном состоянии
легированием заключается в том, что достижение высокой прочности
связано с применением элементов, ухудшающих вязкость стали.
Введение же элементов, повышающих вязкость, не сопровож-

дается существенным увеличением прочности. Поэтому возникает
необходимость комбинированного легирования, т. е. введения
элементов с противоположным влиянием. Однако и в этом случае
не удается получить решительного улучшения свойств стали.
Отсюда вытекает важный вывод: равновесное или близкое к
нему состояние не отвечает предельному использованию всех
резервов свойств легированных сталей. Поэтому детали,
изготовляемые из легированных сталей, обязательно должны
подвергаться термической обработке.
§ 7.7. ПРИНЦИП КЛАССИФИКАЦИИ И МАРКИРОВКИ СТАЛЕЙ
Существует много признаков, по которым производится
классификация сталей. Ниже приводятся некоторые из них.
Рис. 7.10. Влияние легирующих элементов на относительное удлинение (а),
ударную вязкость феррита (б), предел прочности при разрыве (в) (А. И.
Гуляев, В. П. Емелина)

Классификация по составу. По составу стали можно
подразделить на углеродистые и легированные. По содержанию
углерода стали условно делятся на низкоуглеродистые с
содержанием углерода до 0,25 %, среднеуглеродистые
с содержанием углерода 0,3...0,6 %и
высокоуглеродисты е с содержанием углерода от 0,7 % и выше. По
преобладающему легирующему элементу легированные стали
подразделяются на хромистые, марганцовистые, хромоникелевые, хромоникель-
молибденовые и т. д.
Классификация по качеству. Качество стали зависит от
количества вредных примесей серы и фосфора. При количестве
0,04 % < < 0,06 %, 0,04 % < Р < 0,08 % имеем углеродистые
стали обыкновенного качества. При содержании S от
0,03 до 0,04 % и Р от 0,03 до 0,04 % имеем качественные
стали. При S < 0,03 °/0 и Р< 0,03 % стали считаются в ы с о-
кокачественными. Кроме того, в качественных и
высококачественных сталях меньше неметаллических включений, чем в
сталях обыкновенного качества. Все легированные стали
являются качественными или высококачественными.
Классификация по равновесной структуре. По этому признаку
можно выделить следующие классы сталей: а) доэвтекто-
и д н ы е стали (перлит + феррит); б) эвтектоидные стали
(перлит); в) заэвтектоидные стали (перлит + вторичные
карбиды). Легированные стали могут быть ледебуритного класса.
В структуре их имеются первичные карбиды в виде
эвтектической структурной составляющей. Наличие ледебурита в структуре
легированной стали может иметь место при содержании углерода
значительно ниже 2,14 %, так как легирующие элементы
сдвигают влево не только точку S, но и точку Е диаграммы Fe — Fe3C
(рис. 7.11). Следует отметить, что наличие ледебурита в
структуре легированных сталей значительно слабее уменьшает
пластичность, чем в железоуглеродистых сплавах.
Как отмечалось выше, во многих случаях
высоколегированные стали могут иметь при нормальной температуре структуру
Рис. 7.11. Структурные диаграммы сталей

аустенита или феррита. Поэтому дополнительно различают
аустенитные, полуаустенитные, ферритные и
полуферритные стали. Для установления класса стали
используются структурные диаграммы (рис. 7.11).
Классификация по некоторым дополнительным признакам
приводится в последующих главах.
Маркировка сталей. Углеродистые стали обыкновенного
качества можно различить по наличию в марке букв Ст, что
означает сталь. После Ст следует условный номер марки (от 0 до 6),
например Ст1, СтЗ и т. д. В марке отражены также группа,
категория и степень раскисленности стали. Подробно этот вопрос
рассматривается в гл. 2.
Качественные конструкционные углеродистые стали
маркируются двузначными числами, которые характеризуют количество
углерода в стали в сотых долях процента (например, сталь 45
в среднем содержит 0,45 % С).
Высокоуглеродистые стали, которые используются для
изготовления инструментов, имеют перед маркой букву У (что
означает «углеродистая») и число, характеризующее количество
углерода в стали в десятых долях процента, например У7, У12
и др.
По маркам легированной стали в большинстве случаев можно
судить как о качественном, так и в первом приближении о
количественном составе стали.
Для обозначения легирующих элементов, входящих в состав
стали, каждому из них присвоена своя буква: Ni — Н, Си—-Д,
N-A, Сг —X, В-Р, Р —П, Со-К, Nb —Б, Мо — М,
Zr - Ц, Ti — Т, Мп — Г, Si - С, V — Ф, А1 — Ю.
Для указания количества легирующего элемента в составе
стали после соответствующей буквы в марке ставится число,
равное процентному содержанию элемента в целых процентах. При
содержании элемента меньше 1 1,5 % число не ставится.
Так как углерод в составечлегированной стали имеет очень
большое влияние на свойства, то для отражения его количества
в начале марки также ставится число. Если это число
двузначное, то оно соответствует содержанию углерода в сотых долях
процента; если однозначное—в десятых долях процента; если
перед маркой нет числа, то это означает, что содержание
углерода равно или больше 1 %. Для отражения степени
качественности стали (по количеству серы и фосфора) в конце марки
высококачественной стали ставится буква А, что означает, что
сталь имеет высокую чистоту от вредных примесей (содержание
S и Р каждого не выше 0,03 %). (Символ А в середине марки
указывает на наличие азота). В случае отсутствия в конце марки
буквы А следует понимать, что сталь качественная и содержит
несколько больше серы и фосфора.
Помимо подобных обозначений марок для некоторых сталей
употребляются специальные буквы и условные обозначения. Так,
быстрорежущие стали обозначаются Р18, Р9 и т. д. (цифры 18

и 9 показывают содержание вольфрама в процентах).
Шарикоподшипниковые стали ШХ15, ШХ9 (цифры 15 и 9 отражают
содержание хрома в десятых долях процента). Электротехническая
сталь имеет индекс Э, магнитная сталь — Е.
№ 47. Какова марка легированной высококачественной стали состава
0,6% С; 2 % Si; 1,2% Сг; 0,1% V? Каков примерно состав стали марки
ЗХ2В8?
Ответ: см. с. 188.
§ 7.8. СЕРЫЕ, ВЫСОКОПРОЧНЫЕ И КОВКИЕ ЧУГУНЫ
Чугунами называются железоуглеродистые сплавы с
повышенным (обычно больше 2 %) содержанием углерода.
Повышенное количество углерода в составе чугунов приводит либо к
образованию в структуре сплава твердой и хрупкой эвтектики
(белые чугуны, см. рис. 7.1), либо к появлению свободного
углерода в виде графита (серые, ковкие, высокопрочные чугуны).
Повышение содержания углерода приближает сплав к
эвтектическому составу, уменьшает температуру плавления и темпе-
турный интервал кристаллизации, что положительно отражается
на литейных свойствах сплавов. Поэтому чугуны используются
как литейные сплавы для изготовления фасонных отливок.
Из диаграммы на рис. 7.1 видно, что во всех
железоуглеродистых сплавах углерод находится в виде химического
соединения РезС — цементита. Однако в большинстве случаев на
практике имеют дело с чугунами, в структуре которых имеется
свободный углерод (графит), образованию которого способствует
повышенное содержание кремния в составе таки^ чугунов.
Процесс графитизации чугунов. Графит представляет собой
полиморфную модификацию углерода. Кристаллическая
структура графита слоистая. Связь между атомами углерода в
кристалле — ковалентная. Между слоями атомов осуществляется
металлическая \:вязь. Благодаря этому графит обладает некоторыми
металлическими свойствами (электропроводностью).
Прочностные свойства графита очень низкие.
Так как графит содержит 100% углерода, а цементит —
всего 6,67 %, то жидкая фаза и аустенит по составу более близки
к цементиту, чем к графиту, и поэтому образование цементита
из жидкой фазы и аустенита должно протекать легче, чем
графита.
С другой стороны, известно, что при нагреве цементит
разлагается на железо и графит. Из этого следует, что
термодинамически графит является более стабильной фазой, чем цементит.
Принимая во внимание вышесказанное, можно представить два
пути образования графита в чугунах.
При благоприятных условиях (например, ниличие в жидкой
фазе готовых центров кристаллизации графитовой фазы)
происходит непосредственное образование графита из жидкости.

Графит может образоваться также разложением ранее
образовавшегося цементита.
При решении вопроса о природе образующейся
высокоуглеродистой фазы в чугунах (графит или цементит) учитывается,
с одной стороны, термодинамическая устойчивость этих фаз
(графит устойчивей цементита), а с другой—кинетика образования
кристаллов графита или цементита (цементит более близок по
составу к составу чугуна, поэтому кинетически цементит
возникает легче графита). Так как образование графита требует
более развитых диффузионных процессов, то следует ожидать,
что при больших степенях переохлаждения преимущественно
образуется цементит, при малых — графит. Это подтверждает
практика; в чугунных отливках с разной толщиной стенки
наблюдается разная степень графитизации: в очень тонких участках
весь углерод находится в виде цементита, в массивных
участках — в виде графита.
Так как в чугунах имеется углеродистая фаза в разных
состояниях (цементит и графит), то диаграмма на рис. 7.1 не
отражает полную картину фаз и структур всевозможных сплавов
железа и углерода.
Исходя из этого, необходимо на диаграмму «железо — углерод»
нанести дополнительно линии, которые характеризовали бы
соответствующие изменения в фазах сплавов.
§ 7.9. ПОЛНАЯ ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ «ЖЕЛЕЗО — УГЛЕРОД»
И ОСНОВЫ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ
МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ ОСНОВЫ ЧУГУНОВ
На рис. 7:12 приведена полная диаграмма «железо — углерод»
без левого верхнего угла. Эта диаграмма отражает все
превращения в железоугродистых сплавах. Линии,
характеризующие выделение высокоуглеродистой фазы (цементита или
графита), на диаграмме двойные, так как эти превращения
протекают при разных температурах. Линия t'CF' соответствует
превращению Ж->-А + Г; линия P'S'K' — превращению
А->Ф-|-Г. Так как выделение графита из аустенита и жидкости
происходит при меньших концентрациях углерода, чем
цементита, то линии CD' и E'S' сдвинуты влево.
Так как изображенная на рис. 7.12 диаграмма является
полной диаграммой железоуглеродистых сплавов, то, пользуясь
ею, можно объяснить процессы структурообразования как в том
случае, когда высокоуглеродистой фазой является цементит
(сплошные линии на диаграмме), так и тогда, когда этой фазой
является графит или графит и цементит одновременно.
Диаграмма сплошными линиями соответствует метастабильной
системе Fe — Ре.зС, диаграмма пунктирными линиями — стабильной
системе Fe — С (графит). В трех областях диаграммы, где могут
присутствовать как метастабильная фаза — цементит, так и
графит, фазы обозначены Ж + Ц(Г), А + Ц(Г), Ф + Ц(Г).

Рис. 7.12. Полная диаграмма состояния
железоуглеродистых сплавов
Для образования графита из жидкой фазы или аустенита
необходимо очень сильное развитие диффузионных процессов:
диффузия атомов железа от растущего кристалла графита и
приток атомов углерода из жидкости или аустенита к растущему
кристаллу графита. Поэтому в чистых железоуглеродистых
сплавах даже при очень медленном охлаждении выделение
графита наблюдается редко.
Однако реальные сплавы имеют в жидком состоянии
загрязнения, в том числе и мельчайшие частицы графита, которые
являются готовыми центрами графитизации. Поэтому при
кристаллизации возможно непосредственное образование графитовой
фазы. Этому содействует медленное охлаждение отливок.
Зная основные положения теории кристаллизации, можно
вмешиваться в процессы структурообразования чугунов. В
частности, этим пользуются при модифицировании чугуна, когда в
жидкий металл вводятся затравки, служащие дополнительными
центрами графитизации.
При производстве высокопрочных чугунов проводится
дополнительное модифицирование магнием или церием, которые,
затрудняя направленный рост графита, обеспечивают
кристаллизацию графита в шаровидной форме.
Без модификаторов чугун кристаллизовался бы с выделением
кристаллов цементита. Добавка модификатора приводит к
образованию мелких включений графита в структуре и содействует
получению чугуна с высокими механическими свойствами.
Другой путь образования графита в чугунах заключается
в том, что сначала из жидкой фазы или аустенита выделяется
цементит, который впоследствии разлагается на железо и графит.
При температурах выше линии P'S'K' цементит разлагается
на смесь аустенита и графита по схеме

Fe3C-^3FeY(C)+C (графит).
При температурах ниже линии P'S'K'
Fe3C->Fea(C)+С (графит).
Естественно, что количество распавшегося цементита как при
температурах выше, так и ниже линии P'K'S' определяется
диффузионными процессами, которые прежде всего зависят от
температуры. Поэтому при малых скоростях охлаждения
(большая возможность протекания диффузии) степень разложения
цементита больше, чем при больших скоростях охлаждения.
Графитизацию из жидкой фазы, а также от распада
первичного цементита и цементита эвтектики называют первичной
стадией графитизации. Выделение вторичного графита из аусте-
нита называют промежуточной стадией графитизации.
Образование эвтектоидного графита, а также графита,
образовавшегося в результате распада цементита перлита,
называют вторичной стадией графитизации. Наблюдать
структуру вторичного или эвтектоидного графита обычно не удается,
так как образующийся в результате этих превращений графит
наслаивается на ранее образовавшиеся графитовые кристаллы.
Образующийся при кристаллизации и при дальнейшем
охлаждении графит в чугунах имеет форму прожилок и под
микроскопом выглядит, как показано на рис. 7.13, а. Чугуны, имеющие
графит в виде прожилок, называются серыми из-за серого
цвета поверхностного излома.
Структура чугунов зависит от степени графитизации, т. е.
от того, какое количество углерода, входящего в состав чугуна,
находится в химически связанном состоянии (Gb, %) в виде
цементита. По этому признаку различают:
Рис. 7.13. Микроструктуры графита:
a — пластинчатый графит (серые чугуны); 6 — шаровидный графит (высокопрочные
чугуны); в — хлопьевидный графит (ковкие чугуны)
176

белые чугуны: весь углерод этих чугунов находится в
химически связанном состоянии (РезС). Со структурами белых
чугунов вы познакомились при разборе диаграммы рис. 7.12;
половинчатые чугуны: GB>0,8%; структура чугуна —
перлит + ледебурит + графит (П + Л + Г);
перлитные серые чугуны: Св = 0,8%; структура — перлит+
+ графит (П + Г);
ферритно-перлитные серые чугуны: 0,8 % > Св > 0,02 %;
структура — перлит + феррит + графит (П + Ф + Г);
ферритовые серые чугуны: Gb = 0%; структура — феррит +
+ графит (Ф + Г).
№ 48. Охлаждаются толстостенная и тонкостенная отливки из чугуна
одного и того же состава. В структуре какой отливки следует ожидать большего
количества перлита?
Ответ: 1) в тонкостенной, см. с. 188; 2) в толстостенной, см. с. 188.
№ 49. Какова структура чугуна, если весь углерод, входящий в его состав,,
будет находиться в свободном состоянии?
Ответ: 1) перлит + графит, см. с. 188; 2) феррит + графит, см. с. 188.
Образование графита в результате разложения цементита
может происходить не только при кристаллизации и охлаждении
чугуна, но и при нагреве белого чугуна в области высоких
температур. Это явление используется при производстве так
называемого ковкого чугуна. В этом случае центры графитизации
растут более или менее равномерно во все стороны и
образующиеся графитовые включения приобретают хлопьевядную форму
(рис. 7.13, в). Такой графит называют также углеродом
отжига.
Чугун с хлопьевидными графитовыми включениями углерода
отжига называется ковким чугуном.
Выше отмечалось, что при модифицировании чугуна магнием
или церием образуются шаровидные графитовые включения
(рис. 7.13,6). Чугун с шаровидными включениями графита
называют чугуном с шаровидным графитом или чаще
высокопрочным чугуном.
В зависимости от формы графитовых включений в структуре
чугуны подразделяются на серые, высокопрочные и ковкие.
Серые, ковкие и высокопрочные чугуны по структуре
металлической основы, которая зависит от количества связанного в
цементите Fe3C углерода Св, подразделяются на ферритные (Св=0),
ферритно-перлитные (GB<0,8%), перлитные (Св>0,8%).
На рис. 7.14 приводятся схемы микроструктуры серых, ковких
и высокопрочных чугунов с различной структурой металлической
основы.
№ 50. Можно ли только по микроструктуре определить, является чугун
серым, ковким или высокопрочным? По какому признаку?
Ответ: см. с. 188.
Влияние состава чугуна на процесс графитизации. Чугуны,
как и стали, являются сложными сплавами. В состав любого чугуна

Рис. 7.14. Микроструктуры серых (А), ковких (Б), высокопрочных
(В) чугунов (схемы).
входят углерод, кремний, марганец, фосфор, сера (только в
больших количествах, чем в стали). Углерод и кремний способствуют
графитизации, марганец затрудняет графитизацию и содействует
отбеливанию чугуна, так же влияет сера. Фосфор на
графитизацию влияет мало.
Для расчета шихты при выплавке чугуна пользуются
структурными диаграммами, простейшая из которых представлена на
рис. 7.15, а, б. В настоящее время разработаны более совершенные
номограммы для расчета состава чугуна с заданными свойствами.
№ 51. Пользуясь диаграммой (рис. 7.15, а, б), определите, сколько в чугуне
должно быть кремния, чтобы в отливках толщиной 12 мм получить перлитную
структуру? Состав по углероду ваграночного чугуна —3,5 % С.
Ответ: см. с. 188.
Влияние графита на механические свойства чугунных
отливок. Графитовые включения можно рассматривать как
соответствующей формы пустоты в структуре чугуна. Около таких
дефектов при нагружении концентрируются напряжения,
значения которых тем больше, чем острее дефект. Отсюда следует,
что в наибольшей мере разупрочняют металл графитовые
включения пластинчатой формы (см. рис. 7.13, а). Более
благоприятна для механических свойств хлопьевидная форма графита
(см. рис. 7.13, в). Оптимальной является шаровидная форма
графита (см. рис. 7.13,6).

Рис. 7.15. Структурные диаграммы для чугунов:
а — влияние содержания углерода и кремния на структуру чугуна;
б — влияние скорости охлаждения (толщины отливки) и (C-f-Si)%
на структуру чугуна. Область / — белые чугуны со структурой
П Н- Л; область // — половинчатые чугуны со структурой П -f Г +
-+-Л; область ///—перлитные чугуны со структурой П-f- Г; область
IV — перлитно-ферритные чугуны со структурой П -f Ф + Г; область
V — ферритные чугуны со структурой Ф + Г
Пластичность (8, %) чугунов с разной формой графиту
следующая:
Графит пластинчатый хлопьевидный шаровидный
б, % "0,2...0,5 5...10 10...15
Наличие графита наиболее резко снижает сопротивление
материала при жестких способах нагружения: сопротивление
удару, разрыву. Сопротивление сжатию от наличия графита
уменьшается мало.
Несмотря на то что графит разупрочняет чугун, наличие
графита в структуре отливок имеет свои положительные стороны:
1) графит улучшает обрабатываемость резанием, так как
образуется ломкая стружка; 2) по сравнению со сталью чугун имеет
лучшие антифрикционные свойства, так как наличие графита
обеспечивает дополнительную смазку поверхностей трения;
3) из-за микропустот, заполненных графитом, чугун хорошо
гасит вибрации и имеет повышенную циклическую вязкость;
4) детали из чугуна нечувствительны к внешним
концентраторам напряжений (выточки, переходы в сечениях, отверстия),
в то время как сталь к таковым очень чувствительна; 5) чугун
значительно дешевле стали; 6) производство изделий из чугуна
литьем также дешевле изготовления изделий из стальных
заготовок обработкой резанием, а также литьем и обработкой
давлением с последующей механической обработкой.
Серый чугун. В зависимости от прочности серые чугуны
подразделяются на 10 марок (ГОСТ 1412—9). Три из них
представлены в табл. 7.2. Марка чугуна складывается из букв СЧ
(серый чугун) и числа, которое показывает предел прочности
на разрыв. Между прочностными характеристиками ав, аиз
и асж имеется приближенная зависимость 4ав = 2аиз «асж. Из

этой зависимости следует, что серые чугуны при малом
сопротивлении растяжению имеют достаточно высокое сопротивление
сжатию. Химический состав серых чугунов примерно следующий:
С = 3,2...3,5%; Si= 1,9.-2,5%; Мп = 0,5...0,8 %; Р = 0,1...0,3 %;
S<0,12%. Структура металлической основы серых чугунов
зависит от состава (прежде всего от количества углерода и
кремния). С увеличением С и Si увеличиваются степень графитации
и склонность к образованию ферритовой структуры
металлической основы. Это ведет к разупрочнению чугуна без повышения
пластичности. Лучшими прочностными свойствами обладают
перлитные серые чугуны (см. табл. 7.2).
Другим фактором, влияющим на структуру, являются скорость
охлаждения чугуна, которая зависит от толщины стенки отливок
и материала формы.
В значительной степени уменьшает влияние разностенности
отливок на структуру и свойства чугуна модифицирование.
Для модифицирования применяются чугуны с пониженным
содержанием углерода и кремния (С = 2,8...3,2 %, Si= 1...1,5 %).
В качестве модификаторов используются ферросилиций,
силикокальций, алюминий. Ускоряя первую стадию графитиза-
ции, модифицирование устраняет цементитную фазу (отбел).
При этом образуется небольшое количество изолированных
графитовых включений средней величины. Превращение аустенита
происходит по метастабильной диаграмме «железо — углерод»,
благодаря чему образуется перлитная металлическая основа.
Учитывая малое сопротивление отливок из серого чугуна
растягивающим и ударным нагрузкам, следует использовать
этот материал для деталей, которые при эксплуатации
подвергаются сжимающим и в худшем случае изгибающим
нагрузкам.
Серый чугун находит применение в станкостроении (базовые,
корпусные детали, кронштейны, зубчатые колеса, станины,
направляющие); в автостроении для изготовления блоков
цилиндров, гильз, поршневых колец, распределительных валов,
толкателей, седл клапанов, головок цилиндров, дисков
сцепления. Серый чугун также широко применяется в
электромашиностроении и для изготовления товаров массового
потребления.
Износостойкость изделий из серых чугунов можно повысить
термической обработкой.
Высокопрочный чугун с шаровидным графитом. Различают
девять марок высокопрочных чугунов, часть из которых
приведена в табл. 7.2 (ГОСТ 7293—79). Так как в зависимости
от структуры металлической основы эти чугуны имеют
значительно отличающиеся свойства (как прочности, так и
пластичности), то принцип маркировки высокопрочных чугунов
отличается от такового для серых чугунов. Перед маркой ставятся
буквы ВЧ (высокопрочный чугун), далее следует число которое
характеризует предел прочности ав.

Чугуны с перлитной металлической основой имеют высокие
показатели прочности при меньшем значении пластичности.
Соотношение пластичности и прочности ферритных чугунов
обратное (см. табл. 7.2).
На рис.-7.14, в приводятся микроструктуры высокопрочных
чугунов. Высокопрочные чугуны обладают высоким пределом
текучести ат (300...420 МПа), что выше предела текучести
стальных отливок. Эти чугуны обладают также достаточно
высокой ударной вязкостью и усталостной прочностью (a_i =
= 230...250 МПа при перлитной структуре). Химический состав
высокопрочных чугунов примерно следующий: 3,2...3,1 % С,
2,9...2,6% Si, 0,6...0,8% Мп, до 0,12% Р, до 0,03% S,
0,02...0,03 % Mg или Zr. Высокое содержание углерода
значительно облегчает процесс плавки чугуна в вагранке. Эти чугуны
обладают хорошей жидкотекучестью. Линейная усадка их около
1 %, т. е. такая же, как у серого чугуна. Литейные напряжения
в отливках высокопрочного чугуна из-за более высокого модуля
упругости выше, чем в отливках из серого чугуна.
Обрабатываемость резанием при эквивалентной твердости отливок из
высокопрочного чугуна выше, чем отливок из серого чугуна.
Высокопрочные чугуны обладают удовлетворительной
свариваемостью. '
Высокопрочный чугун находит применение как новый
конструкционный материал и как заменитель углеродистой стали,
ковкого и серого чугуна. Из высокопрочного чугуна
изготовляют как мелкие тонкостенные отливки (поршневые кольца),
так и отливки массой до 15 т (шаботы ковочных молотов,
станины и рамы прессов и прокатных станов). Из высокопрочного
чугуна изготовляют отливки коленчатых валов массой от
нескольких килограммов до 2...3 т взамен кованых валов из стали.
Чугунные валы по сравнению со стальными имеют более высокую
циклическую вязкость, малочувствительны к внешним
концентраторам напряжений, имеют лучшие антифрикционные свойства и
значительно дешевле стальных валов. Хорошие литейные
свойства при достаточно высокой прочности и пластичности позволяют
во многих случаях заменять стальное литье и прокат. При этом
достигается снижение массы деталей на 8...10% и
обеспечивается значительная экономия.
Применение высокопрочного чугуна взамен серого дает
экономический эффект в тех случаях, когда за счет более
высокой прочности снижается масса отливок или обеспечивается
возможность упрощения монтажных работ (например, монтаж
трубопроводов сваркой). Из высокопрочного чугуна изготовляют
трубы, валки прокатных станов, детали турбин, изложницы,
суппорты, резцедержатели, планшайбы и другие детали
станков.
Ковкий чугун. Ковкий чугун получают отжигом белого чугуна.
Хорошие свойства у отливок из ковкого чугуна обеспечиваются
в том случае, если в процессе кристаллизации и охлаждения

отливок в форме не
произойдет процесс графитиза-
ции. Чтобы предотвратить
графитизацию, чугун
должен иметь пониженное
содержание углерода и
кремния, а отливки —
незначительную толщину стенок
(обычно до 25 мм).
Ориентировочный состав ковкого
чугуна: 2,4...3,0 % С, 0,8...
1,4% Si, 0,3...1,0% Мп,
Р<0,2% и S<0,1 %.
№ 52. Из чего состоит
структура литого ковкого чугуна до
отжига?
Ответ: см. с. 188.
Формирование окончательной структуры и свойств отливок из
ковкого чугуна происходит в процессе отжига. На рис. 7.16
приведен режим отжига ковкого чугуна.
Отжиг ковкого чугуна. Отливки выдерживаются в печи
при температуре 950... 1000 °С в течение 15...20 ч. При этом
происходит разложение цементита Fe3C -> FeY(C) +С
(графит) и структура после выдержки состоит из аустенита и
графита (углерода отжига). При медленном охлаждении в
интервале 760..720 °С (режим а на рис. 7.16) происходит
разложение цементита перлита и структура после отжига состоит из
феррита и углерода отжига: получается ферритный ковкий
чугун. При относительно быстром охлаждении (режим б на
рис. 7.16) вторая стадия графитизации полностью устраняется
и получается перлитный ковкий чугун. Структура чугуна,
отожженного по режиму, показанному на рис. 7.16, в, состоит из
перлита, феррита и углерода отжига.
Отжиг является длительной (70...80 ч) и дорогостоящей
операцией. В последнее время в результате
усовершенствований длительность отжига в автопромышленности сокращена до
30...40 ч.
Различают семь марок ковкого чугуна (три с ферритной
и четыре с перлитной металлической основой). Ковкий чугун
маркируется буквами КЧ и двумя цифрами: первая показывает
предел прочности на разрыв, вторая — относительное
удлинение. В табл. 7.2 приведены несколько марок ковкого чугуна,
их свойства и структура.
По механическим и технологическим свойствам ковкий чугун
занимает промежуточное место между сталью и серым чугуном.
Недостатком ковкого чугуна по сравнению с высокопрочным
чугуном является ограничение толщины стенок для отливок и
необходимость отжига.
Мелкие отливки преимущественно из ферритного ковкого
Рис. 7.16. Схемы режимов отжига отливок
из ковкого чугуна:
а — отжиг на ферритный чугун; б — отжиг на
перлитный чугун; в — отжиг на ферритно-
перлитный чугун

Таблица 7.2
Марка
СЧ15
СЧ20
СЧ35
КЧЗО-6
КЧ37-12
КЧ50-5
КЧ65-3
ВЧ35
ВЧ45
ВЧ60
ВЧ80
ав,
МПа
115
200
350
294
362
490
637
350
450
600
800
00.2,
МПа
—
—
6,
/0
НВ
Серые чугуны
До 0,5
» 0,5
» 0,5
143...229
170...246
185...255
Ковкие чугуны
6
12
5
3
100...163
110...163
170...230
212...269
Высокопрочные чугуны
220
310
370
480
22
10
3
2
140...170
140...225
192...277
248...351
KCU,
Дж/см2
21
Структура
Ф(Ф + П)
П

П(модифицированный)
Ф
П
Ф
Ф + П
П
П
чугуна используются в различных отраслях промышленности:
в авто-и тракторостроении, сельскохозяйственном
машиностроении и в других областях (картеры редукторов, корпуса
подшипников, звездочки приводных цепей, храповики, фитинги и др.).
№ 53. Задний мост грузовых автомашин работает в условиях динамических
нагрузок. Какой материал можно использовать для изготовления таких деталей?
Ответ: 1) модифицированный серый чугун, см. с. 188; 2) ферритный ковкий
чугун, см. с. 188; 3) стальное литье, см. с. 188.
№ 54. Какой материал целесообразно использовать для изготовления
бытовых ванн?
Ответ: см. с. 188.
Помимо серых, ковких и высокопрочных чугунов находят
применение и отбеленные чугуны.
Отбеленными называются чугунные отливки, поверхность
которых состоит из белого чугуна, а внутри имеет место серый
или высокопрочный чугун. Отбеленные чугуны имеют 2,8...3,6 %
углерода и пониженное содержание кремния — 0,5...0,8 %.
Отбеленные чугуны имеют высокую поверхностную твердость
(950... 1000 НВ) и очень высокую износостойкость. Они
используются для изготовления прокатных валков, вагонных колес с
отбеленным ободом, шаров для шаровых мельниц и т. д.
Для изготовления деталей, работающих в условиях
абразивного износа, используют белые чугуны, легированные хромом,
хромом и марганцем, а также хромом и никелем (нихард).
Отливки из этих чугунов отличаются высокой твердостью и
износостойкостью.
Для деталей, работающих в условиях износа при высоких
температурах, используются высокохромистые (до 34 % хрома)

и хромоникелевые чугуны. Жаростойкость достигается также
легированием чугуна кремнием (5...6 % Si) и алюминием
(1...2% AI). Коррозионная стойкость чугунов повышается при
легировании хромом, никелем, кремнием.
Свойства чугунов можно в значительной степени изменять
*гакже термической обработкой.
Пояснения к ответам на вопросы по главам 6...7
№ 1. Ячейку кристаллической решетки твердого раствора замещения
получите, если часть атомов в решетке о.ц.к. замените другими атомами (см. рис. 1.3, а)
Ячейка решетки твердого раствора внедрения получится, если в поры ячейки
(см. рис. 1.3, а) поместите другие атомы.
Л» 2. Построив ячейку г.ц.к. и поместив атомы золота в вершины куба,
а атомы золота — в центры граней, получите требуемое: на элементарную
ячейку преходится один атом золота и три атома меди.
№ 3. 1) Ошибаетесь. У химического соединения постоянный состав,
поэтому период решетки не может быть переменным.
№ 4. Основной признак для различия этих фаз — это установление состава
фазы при разных условиях (температуре): твердый раствор может иметь
переменный состав. Остальные фазы отличаются постоянством состава.
№ 3. 2) Правильно.
№ 5. 1) Правильно. В отмеченных условиях С=/( — ф+1 = 2 — 2+1 = 1,
что означает, что кристаллизация происходит при изменяющейся температуре.
№ 6. 1) Ошибаетесь. Проверьте, возможно ли при кристаллизации сплава
равенство С=0. Сколько при этом должно быть фаз? 2) Правильно. Тогда
С=2—3+1= 0, это означает, что температура кристаллизации должна быть
постоянная.
№ 7. 1) Правильно.
№ 9. Относительное количество а-кристаллов равно у—= 0,56. Если сплава
100 кг, то а-кристаллов будет 56 кг.
№ 7. 2) Неправильно потому, что вы крайне невнимательны. Прочтите
вдумчиво, что представляет собой диаграмма состояния.
ЛЬ 21. Структура сплава IX состоит из АтВя + Э(АтВя + б).
№ 8. 1) Ошибаетесь. Вы не учли того, что, несмотря на различный состав
кристаллов при разных температурах (например, при Т\ состав их
соответствует точке л'), при температуре Т2 при равновесной кристаллизации состав
всех кристаллов, как образующихся при Т2, так и ранее образовавшихся,
должен соответствовать точке р''. В конце кристаллизации при ТА состав всех
кристаллов будет соответствовать точке т', т. е. соответствует составу сплава.
№ 10. Количество жидкой фазы равно нулю. При этой температуре
кристаллизация закончилась и жидкой фазы нет. Это вытекает из правила определения
количества жидкости: числитель в отношении отрезков равен нулю.
№ 8. 2) Правильно. По мере развития кристаллизации, несмотря на то что
при разных температурах состав кристаллов разный, при температуре Г4 конца
кристаллизации все ранее образовавшиеся кристаллы будут иметь состав,
соответствующий точке т', т. е. равный составу сплава.
№ 5. 2) Неправильно. Кристаллизация сплавов протекает в интервале
температур, так как С= 2 — 2 + 1 = 1.
№ 14. 2) Правильно. При температуре линии mnk, если сплав соответствует
Ф, тп
аза состава к в количестве —- взаимодействует
пк mk
с кристаллами у в количестве —-р в результате чего образуется р-фаза состава п.
Это перитектическое превращение. Если состав сплава не соответствует точке я,
то также протекает это превращение, но одна из фаз (жидкость или кристаллы р
окажутся в избытке и частично остаются после превращения).

№ 16. Посмотрев на ход линии ликвидус, устанавливаем наличие на ней
максимума. Это признак, что компоненты А и В образуют устойчивое
химическое соединение, состав которого соответствует проекции точки максимума на
концентрационную ось. Отметим это химическое соединение формулой АтВп.
Выход наклонных линий на ось ординат указывает на то, что компонент А
имеет полиморфные превращения при температурах точек М и N.
Теперь разбираем процессы, происходящие при охлаждении сплава ///,
изображая также кривую охлаждения и схемы структур сплава при разных
температурах (см. рис. 6.5).
До температуры точки / охлаждается жидкая фаза; в интервале температур
точек 1...2 идет процесс кристаллизации, образуются кристаллы твердого
раствора р, так как состав твердой фазы изменяется по линии КС\ при температуре 2
нонвариантное превращение (С = 0); сосуществуют три фазы: Жь, Рс и новая фаза
состава d, природа которой неизвестна. Чтобы это установить, рассмотрим
характер фаз ниже температуры точки 2. Состав одной фазы изменяется по
ликвидусу (очевидно, это жидкая фаза); состав другой фазы изменяется по
проекции линии dm. Это может быть только твердый раствор, который
обозначим ос. Отсюда становится ясным характер превращения сплава при
температуре точки 2:
Ж* + Рс -+• ad + Ж (остаток)*
Это перитектическое превращение при избытке жидкой фазы. На кривой
охлаждения должна образоваться площадка, так как кристаллизируется значительное
количество жидкости и С = 0. (Чтобы убедиться, что при этом превращении
количество жидкой фазы в избытке, сравните количество Ж данного сплава
и сплава состава d, когда в превращении принимают участие вся жидкая
фаза и все кристаллы р-фазы.)
В интервале температур 2...3 продолжает кристаллизоваться жидкость и
образуются кристаллы твердого раствора а, состав которых изменяется по линии
dm. При температуре точки 3 кристаллизация закончилась и в интервале
температур точек 3...4 происходит охлаждение сплава в состоянии а-твердого
раствора. При температуре точки 4 начинается какое-то изменение а-фазы.
Температура точки 4 соответствует предельной растворимости компонента В
в а-твердом растворе. При более низкой температуре в а-твердом растворе
может раствориться меньше компонента В, чем количество его в сплаве. Значит,
при охлаждении сплава ниже температуры точки 4 должно происходить
выделение другой фазы, которая поглощает избыток компонента В. Проводя коноду,
увидим, что состав этой фазы с изменением температуры изменяется по линии ор.
Значит, эта фаза есть твердый раствор, обозначенный у.
Решив вопрос о природе выделяющейся фазы у сплава, начиная от
температуры точки 4 была установлена также природа фаз в области топе. Там
существуют фазы a-fY-
Теперь вернемся к дальнейшему разбору превращений в сплаве /, когда
температура ниже температуры точки 4. В интервале температур точек 4...5
структура будет состоять из кристаллов а- и выделяющихся из них кристаллов у-
твердого раствора, которые обычно выделяются по границам ранее
существовавших a-кристаллов, и обозначают их 7,,-вторичными кристаллами. Состав а-
кристаллов изменяется по проекции линии тс и к температуре точки 5
соответствует точке с. Чтобы выяснить, что происходит при температуре точки 5,
прежде всего следует установить, какая из имеющихся фаз — а или у —
должна претерпеть превращение. Чтобы сделать это, рассмотрим составы фаз,
устойчивые ниже температуры точки 5. Проведя ряд конод, видим, что состав
одной фазы проецируется в точку А; таким образом, этой фазой являются
кристаллы чистого компонента А. Состав другой фазы изменяется по линии ор.
Значит, другой фазой при температурах ниже температуры точки 5 будут
кристаллы твердого раствора у. Этим действием решена и другая задача:
выяснена природа фаз в области QnpA диаграммы. Ими являются фазы А и у, что и
отмечаем на диаграмме.
Возвращаемся снова к сплаву / при температуре точки 5. Теперь стало ясно,
что у-фаза участия в превращениях при температуре точки 5 не принимает,

а превращается а-фаза (ниже точки температуры 5 ее нет). Так как состав а-
фазы является промежуточным между составами фаз А и у, то суть превращения
при температуре точки 5 ас-»~Э(А + у), что представляет собой эвтектоидное
превращение, в результате чего образуется эвтектоидная структурная
составляющая 3(A-f~Y).
На кривой охлаждения при температуре точки 5 должна быть площадка,
так как число степеней свободы при превращении С=2 — 3-f-1 =0.
Отметим характер структур на разных участках кривой охлаждения.
Окончательная структура сплава /// имеет вид 7п-|-Э(А-|- у).
№ 23. При сравнении температурных интервалов кристаллизации сплавов
Си —Sn и Си — Zn видно, что кристаллизация сплавов Си — Sn происходит
при более широком интервале температур, благодаря чему состав кристаллов,
образующихся при разных температурах, сильно отличается, что можно доказать,
определяя состав фаз при кристаллизации. У сплавов Си — Zn различие в
составе кристаллов значительно меньше. Поэтому сплавы Си — Zn меньше
склонны к ликвации, чем сплавы Си — Sn.
№ 22. 1) Ошибаетесь. Такой состав будет при равновесной кристаллизации,
когда диффузионные процессы реализуются полностью.
№ 24. 1) Неверно. Ведь сплав VIII не имеет фазовых превращений в
твердом состоянии.
№ 22. 2) Правильно. При отсутствии диффузии кристалл, если он
образовался в интервале температур Т\ — 74, в центре имел бы состав, соответствующий
точке а, на периферии — точке d, в остальных зонах состав изменялся
бы во всем диапазоне возможных в данном случае составов от точки а до
точки d.
№ 24. 2) Правильно.
№ 25. 1) Неправильно. Откуда могли появиться эти фазы?
№ 26. 2) Правильно. Наиболее перспективными являются сплавы с
неограниченной или значительной растворимостью в твердом состоянии.
№ 25. 2) Правильно. Если диффузия полностью отсутствовала, то закалкой
получается р-сплав.
№ 25. 3) Неверно. Это было бы, если бы нагрев осуществлялся в области,
где существуют эти фазы, т. е. при 7,6>7,>7У
№ 26. 1) Неправильно. Ведь один из компонентов будет иметь более высокое
сопротивление, чем сопротивление сплавов.
«№ 27. Для отмеченной цели наиболее пригодны сплавы VIII и XIII.
№ 28. Сплавы Y, X обладают оптимальными литейными свойствами.
№ 29. 1) Ошибаетесь. Кокильное литье не устранит усадку. 2) Правильно.
После установления прибыли, в которой металл затвердевает, в последнюю
очередь достигается питание массивной части отливки и усадочная раковина
будет переводиться в прибыль.
№ 31. Состав сплава: 30 % Bi, 40 % Sn, 30 % Pb.
№ 32. Кристаллизация сплава начинается при температуре несколько ниже
150 °С образованием кристаллов Sn. При температуре несколько ниже 125 °С
начинается образование кристаллов двойной эвтектики 3(Bi-f-Sn), которое
заканчивается при температуре 98 °С, когда образуется тройная эвтектика
3(Bi-f Sn-f-Pb). В целом структура состоит' из Bi + 3(Bi + Sn)+3(Bi +
+Sn + Pb).
№ 11. 1) Правильно, так как по линии ad изменяется состав а-фазы.
2) Неверно. Проекция точки р показывает состав сплава.
№ 12. 2) Неправильно. Так определяется состав р-фазы.
№ 11. 3) Неправильно. Отношением отрезков определяется не состав, а
количество фаз.
№ 13. 1) Неправильно. Проекции точки п соответствует состав сплава.
№ 12. 1) Правильно.
Jift 14. 1) Ошибаетесь. Представьте охлаждение сплава состава проекции
точки п из области Ж + у. При температуре линии mnk могут взаимодействовать
жидкость Ж состава k и кристаллы у состава т, в результате чего образуются
кристаллы р состава п. Посмотрите, как называется такое превращение.
№ 15. Кривые охлаждения меди и никеля имеют горизонтальный участок
потому, что число степеней свободы при кристаллизации С= 1 — 2+1=0.

Это значит, что кристаллизация чистых компонентов происходит при постоянной
температуре. Выделяющаяся при этом теплота кристаллизации поддерживает
температуру во время кристаллизации постоянной, что и выражается
площадкой на кривой охлаждения.
При кристаллизации сплавов II...IV образуется одна твердая фаза а,
поэтому число степеней свободы при кристаллизации С=2 — 2 -f-1 = 1. Это
значит, что кристаллизация происходит в интервале температур, что и видно на
диаграмме состояния. Поэтому скрытая теплота кристаллизации выделяется
постепенно по мере охлаждения сплава и на кривой охлаждения площадки
(температурной остановки) не может быть!
№ 17. У сплавов VI при линии то имеет место эвтектическое превращение
Ж,->Э(ат + у0).
№ 18. У сплавов I и II при линии сЬ имеет место перитектическое
превращение. Разница в том, что у сплава // вся жидкость, количество которой
Cd a db
—7-т взаимодействует с кристаллами р в количестве и образует кристаллы
твердого раствора а. Состав фаз при превращении: жидкость состава b, р
состава с, а состава d. У сплава / больше кристаллов р, чем у сплава //. Поэтому при
превращении имеем Жь + Рс-+а</+ Р <остаток).
№ 19. До точки / охлаждается жидкий сплав. При точке / начинается
кристаллизация и в интервале точек I...2 из жидкости образуются кристаллы
твердого раствора 6, состав которых переменный. При точке 2 происходит
эвтектическое превращение Ж/-^Э(АтВ„-|-б). Ниже точки 2 при охлаждении
затвердевшего сплава из кристаллов б происходит выделение вторичных
кристаллов AmBrt,,, так как растворимость компонента А в б-твердом растворе
понижается. Окончательная структура сплава имеет ^вид б-f Э(АтВ„-|-б)4- ЛтВл„.
№ 20. Сплав V является эвтектическим. При температуре точки /
образуется эвтектическая смесь Ж-^Э(а-|-7), которая охлаждается до температуры
точки 2. При температуре точки 2 а-кристаллы, входящие в эвтектику,
претерпевают эвтектоидное превращение а-^Э(А-[-7)- Поэтому ниже точки 2
эвтектика состоит из эвтектоидной смеси Э(А-{-т) и 7-кРисталлов- Можно
написать структуру так: Э [Э(А + 7) + 7]-
№ 13. 2) Правильно.
№ 30. 1) Неправильно. В этом случае упрочнение достигается только
торможением дислокации атмосферами Котрелла. 2) Правильно. Упрочнение
достигается затруднением движению дислокации атмосферами Котрелла и
инородными частицами другой фазы.
№ 34. При 1499 °С (линия HJB) имеет место перитектическое превращение
Ж + 6->*А; при 1147 °С (линия ECF) — эвтектическое превращение Ж4.з-*
-*-Э(А2.14-г-Цб,б7). При 727 °С (линия PSK) — эвтектоидное превращение
Ао,8->Э(Ф + Ц).
№ 33. \s22s22p63s23p64s23d6. Переходный металл.
№ 35. Кривая охлаждения и схемы структур приведены на рис. 7.3. До
температуры точки / охлаждается жидкая фаза. В интервале температур точек /, 2
идет кристаллизация с образованием твердого раствора аустенита, состав
которого изменяется по линии JE. В интервале температур точек 2, 3 охлаждается
сплав в состоянии аустенита. При температуре точки 3 начинается превращение
аустенита в феррит, состав которого изменяется по линии GP. Состав аустенита
изменяется по линии GS и при температуре точки 4 (727 °С) становится равным
4s 4/7
0.8 %С. При температуре точки 4 количество Ф = , количество А= .
ps ps
Чтобы выяснить, что происходит при температуре точки 4, установим природу
фаз ниже этой температуры. Устойчивыми в этих условиях являются фазы Ф
и Ц. Значит, при температуре точки 4 происходит превращение аустенита по
схеме А->-(Ф-|-Ц). Это эвтектоидное превращение, в результате чего образуется
эвтектоидная смесь феррита и цементита, которая называется перлитом.
№ 36. Процессы, происходящие в сплаве // в интервале температур точек
1.3, подобны сплаву /. Так как сплав // имеет 0,8 % С, то при температуре
точки 3 аустенит превращается в перлит: А->-Э(Ф-ЬЦ) — перлит.
№ 37. Суть превращений у сплава /// в интервале температур точек I...3

подобна сплавам / и //. При температурах точек 3...4 у сплава /// из аустинита
выделяется вторичный цементит Ци. Так как растворимость углерода в аустените
понижается по линии GS и при температуре точки 4 имеет состав 0,8 % С, то
при температуре точки 4 аустенит превращается в перлит и структура сплава
после охлаждения состоит из П + Цц-
№ 38. Так как в феррите углерода мало (0,001 %), то весь углерод в
перлите. Поэтому в сплаве будет 0,6*0,8=0,5 % С.
«Nfc 39. Различие вытекает из диаграммы состояния: при высоких
температурах ледебурит состоит из аустенита и цементита, при температуре 727 °С аустенит
превращается в перлит и поэтому при низких температурах ледебурит состоит
из перлита и цементита.
№ 40. Для этой цели пригодны кипящие малоуглеродистые стали, которые
обладают наивысшей пластичностью.
«Nfc 41. Зернистый перлит, во-первых, обладает хорошей обрабатываемостью
резанием, во-вторых, это уменьшает хрупкость стали.
№ 42. Так как внутрикристаллическая ликвация возникает из-за
недостаточной развитости диффузионных процессов, то устранение ее может быть
достигнуто нагревом отливок до температур близких к солидусу, когда диффузия
протекает с большой скоростью.
«Nt 43. Данный сплав не дает эффекта при термической обработке, так как
не имеет фазовых превращений в твердом состоянии.
№ 44 Сплав такого состава эффективен для закалки, так как нагрев при
температуре около 950 °С приводит к образованию у-фазы. Быстрое охлаждение
от этой температуры может затормозить превращение у->-а и зафиксирует
неравновесное состояние.
Nk 45. Из приведенных карбидов наиболее стойкими являются карбиды
титана, так как титан имеет наиболее недостроенную ^-электронную оболочку
атомов.
«№ 47. Марка такой стали 60ХС2ФА. Примерный состав стали такой марки:
0,3 % С, 2 % Сг, 8 % W.
№ 48. 1) Правильно. В такой отливке менее развиты диффузионные
процессы.
№ 49. 1) Неправильно. Ведь в перлите содержится связанный углерод в
виде цементита.
№ 48. 2) Неправильно. Вероятность большего распада цементита больше в
толстостенных отливках, так как они медленно охлаждаются.
Nk 49. 2) Правильно.
№ 50. Основанием для отнесения чугуна к тому или иному классу является
форма графитовых включений, которая для серых чугунов существует в виде
прожилок, для ковких — хлопьевидная, для высокопрочных — шаровидная.
ЛЬ 51. Согласно рис. 7.15, содержание кремния должно быть около 1,5%.
Nk 52. После кристаллизации отливки структура должна быть подобна
структуре доэвтектического белого чугуна. Только в таком случае после отжига
образуется хлопьевидный графит.
№ 53. 1) Решение неправильное, так как даже модифицированный серый
чугун в такой детали не обеспечит должную надежность — возможно
разрушение от ударной нагрузки.
№ 54. СЧ10. Такой материал вполне работоспособен и обладает хорошими
литейными свойствами при производстве тонкостенных отливок.
«№ 53. 2) Правильно. Этот материал обладает достаточным сопротивлением
возможной ударной нагрузке и удовлетворительными технологическими
свойствами. Недостаток — необходимость отжига отливок. 3) Решение плохое. Изделия
будут дорогими. В таких деталях не требуется высокая пластичность.
№ 46. Фазы в этой стали: a-|-(Fe, Сг)3С-{-(Сг, Fe)7C3.

Глава 8
ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛИ
§ 8.1. СВЯЗЬ МЕЖДУ ДИАГРАММОЙ СОСТОЯНИЯ Fe —Fe3C
И РЕЖИМАМИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛЕЙ
Наличие в сталях фазовых превращений в твердом состоянии
обусловливает возможность осуществления для деталей из этих
материалов всех видов термической обработки. Прежде чем
приступить к разбору материала данного раздела, материал на
с. 144 следует повторить.
№ 1. По диаграмме Fe — Fe.3C (рис. 8.1) установите, каким видам термической
обработки можно подвергнуть эвтектоидную сталь и какой должна быть
температура нагрева для этого.
Ответ: см. с. 273.
Началом изучения процессов термической обработки стали
является открытие Д. К. Черновым в 1868 г. критических
температур фазовых превращений в сталях.
Большие заслуги в разработке теории термической обработки
принадлежат советским ученым С. С. Штейнбергу, Г. В. Курдю-
мову, В. Д. Садовскому и др., а также зарубежным ученым
Бэйну, Мелу, Веферу и др.
Термическую обработку стали подразделйют на
предварительную и окончательную. Предварительная термическая обработка
применяется для подготовки структуры и свойств материала для
последующих технологических операций, например для горячей
обработки давлением, улучшения обрабатываемости резанием
и т. д.
Окончательная термическая обработка формирует свойства
готового изделия.
Рис. 8.1. Левый угол диаграммы состояния Fe —РезС и температурные
области нагрева при термической обработке сталей (а); схема режимов отжига,
закалки, отпуска и нормализации сталей (б)

Для определения режимов термообработки углеродистых
сталей служит левый нижний угол диаграммы состояния Fe— РезС
(см. рис. 8.1, а).
Температуры фазовых превращений при термической
обработке сталей (критические точки) определяются линиями PSK{A\),
GS (Аз) и SE(ACm) диаграммы состояния Fe — РезС. Нижняя
критическая точка, соответствующая превращению А*=*П при
температуре линии PS/C, обозначается А\. Верхняя критическая
точка, соответствующая началу выделения из аустенита феррита
или концу превращения феррита в аустенит (линия GS),
обозначается Аз. Температура линии SE обозначается АСт.
Чтобы отличить критическую точку при нагреве от критической
точки при охлаждении (поскольку они не совпадают), к
обозначению критической точки при нагреве приписывают букву су т. е.
эти точки обозначаются А, и АСз. Критические точки при
охлаждении имеют индекс г и обозначаются соответственно А, и АГз.
Легирование изменяет положение критических температур,
поэтому пользоваться диаграммой Fe — Fe3C при определении
режимов термической обработки без учета влияния легирующих
элементов на критические температуры нельзя. На рис. 8.1,6
представлены схемы режимов отжига (1.1а), закалки (2.2а)
отпуска (3) и нормализации (4) стали.
№ 2. В чем различие в режимах 2 и 2а закалки стали (рис. 8.1, б)? Для каких
сталей такое подразделение имеет практический смысл?
Ответ: см. с. 273.
Чтобы понять, что происходит при термической обработке,
необходимо представить, что происходит со структурой стали при
ее нагреве до заданной температуры и последующем охлаждении.
Основанием для этого является диаграмма состояния Fe — РезС.
При этом за символами фаз и структур нужно представлять
реальные кристаллы с особенностями их строения и состава.
Для этого необходимо знать механизм кристаллизации и
перекристаллизации, который состоит из образования центров новых
кристаллов и их роста. При охлаждении стали, нагретой выше ACl,
происходят фазовые превращения, результат которых зависит от
скорости охлаждения. При этом становится ясно, что любая
разновидность термической обработки (закалка, отжиг, отпуск) состоит
из комбинации четырех основных превращений. Для простоты
рассмотрим эти превращения для эвтектоидной стали.
§ 8.2. ОСНОВНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ
ПРИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ СТАЛИ
Первое превращение — это превращение перлита в аустенит
(П-^А) при нагреве стали.
Второе превращение заключается в превращении аустенита в
перлит или перлитоподобные продукты (А-^П) при охлаждении
стали.

Третье превращение заключается в превращении аустенита в
мартенсит (А-^М) при быстром охлаждении (при закалке).
Четвертое превращение заключается в разложении мартенсита
при отпуске закаленной стали (М->продукты распада).
Любой технологический процесс термической обработки стали
состоит из определенных комбинаций этих четырех превращений.
№ 3. Сталь подвергалась закалке и последующему отпуску. Из каких основных
превращений складывается этот технологический процесс?
Ответ: см. с. 273.
Знание теории фазовых превращений позволяет управлять
процессами термообработки стали и создавать изделия с
требуемыми свойствами при весьма ограниченных материальных
затратах.
Так как на конечный результат термической обработки стали
оказывают влияние превращения, происходящие на всех этапах
технологического процесса, то ниже рассматривается механизм
четырех основных превращений при термической обработке.
§ 8.3. ПРЕВРАЩЕНИЕ СТАЛИ ПРИ НАГРЕВЕ.
ОБРАЗОВАНИЕ АУСТЕНИТА (П-^А)
Превращение перлита в аустенит П^-А —процесс
кристаллизационного типа и подчиняется закономерностям, которые были
рассмотрены в разделе кристаллизации.
На рис. 8.2 показаны кривые начала Н и конца К превращения
П-^А при разных степенях перегрева выше температуры
точки АСх. Из рисунка видно, что с увеличением перегрева время
превращения убывает. Лучи
/, //, /// на диаграмме
соответствуют различным
скоростям нагрева (скорость
нагрева /<//<///). Видно, что
длительность процесса
превращения тем больше, чем меньше
скорость нагрева.
Знание, как влияет скорость
нагрева на ход процесса
превращения П->А, имеет большое
практическое значение, так как
в реальных условиях возможны
очень большие скорости
нагрева (при индукционном нагреве
сотни градусов в секунду) и в
этих случаях только весьма
высокий перегрев может
обеспечить необходимую полноту
превращения П->-А.
Остановимся далее на
механизме процесса образования
Рис. 8.2. Диаграмма изотермического
превращения перлита в аустенит эвтек-
тоидной стали (Н — начало
превращения П-*А, К — конец превращения
П->-А, Р' — конец растворения
углерода в аустените, Г — конец
гомогенизации аустенита)
191

Ветчина зерна
Рис. 8.3. Схема роста аустенита
зерна при нагреве:
/ — наследственно-мелкозернистая
сталь; 2 —
наследственно-крупнозернистая сталь
аустенитных кристаллов из перлита,
когда сталь нагрета выше
температуры точки ЛС| (рис. 8.3).
Центры кристаллизации
аустенита возникают в кристаллах феррита
в тех участках, где
концентрационные флуктуации обогащения
атомами углерода составляют 0,8 %.
Вероятность роста аустенитного
зародыша, находящегося внутри объема
ферритного зерна, крайне мала, так
как для роста зародыша необходим
непрерывный приток атомов
углерода, количество которых в феррите
весьма мало (0,02%). Наиболее
благоприятными участками для
образования и роста кристаллов
аустенита являются части зерен
(пластинок) феррита, примыкающие к
кристаллам цементита.
Образовавшиеся зародыши зерен
аустенита имеют малый размер. При дальнейшем нагреве (или
увеличении времени выдержки при соответствующей
температуре) они растут. Движущей силой процесса роста является
стремление системы к уменьшению термодинамического потенциала
G за счет уменьшения поверхностной энергии.
Величина зерна аустенита. Интенсивность роста аустенитного
зерна зависит от содержания углерода в стали и от скорости
диффузии.
Наиболее интенсивно растет зерно аустенита эвтектоидной
стали. Наличие кристаллов цементита или феррита в сталях,
отличных от эвтектоидного состава, в пределах температур
двухфазных областей тормозит рост аустенитного зерна.
Величина образовавшегося зерна аустенита имеет большое
влияние на свойства стали после термической обработки. Если
зерно аустенита выросло до крупных размеров, то и получающиеся
продукты превращения аустенита после охлаждения будут
крупнокристаллическими с пониженными механическими свойствами.
Особенно резко понижаются сопротивление отрыву, ударная
вязкость и повышается температурный порог хладноломкости
стали.
По склонности аустенитного зерна к росту различают
наследственно крупнозернистые и наследственно мелкозернистые стали.
На рис. 8.3 приведена схема изменения величины зерна аустенита
в эвтектоидной стали при перегреве выше температуры точки ACl.
Видно, что в одних случаях (рис. 8.3, 2) зародыши
аустенитных зерен начинают расти при малых перегревах и каждой
температуре перегрева соответствует своя величина аустенитного зерна
Такие стали называются наследственно крупнозернистыми ста

лями. В других случаях (рис. 8.3, /) начальное мелкое зерно аусте-
нита сохраняется до температуры нагрева 930...950 °С, выше
которых начинается интенсивный рост зерна. Такие стали
называются наследственно мелкозернистыми.
На рост аустенитного зерна углеродистой стали влияет
характер раскисления стали. Стали, раскисленные алюминием, являются
наследственно мелкозернистыми, в то время как раскисление
только марганцем и кремнием приводит к получению наследственно
крупнозернистых сталей. Считается, что алюминий образует
нитриды (A1N), которые, выделяясь по границам зерна аустенита,
задерживают их рост. Однако тормозящая роль таких частиц
сохраняется до температур 950... 1000 °С, выше которых аустенит-
ное зерно начинает расти очень интенсивно, и при высоких
температурах перегрева может оказаться, что размер зерна
наследственно мелкозернистой стали больше, чем стали наследственно
крупнозернистой. Величина зерна продуктов превращения стали
при охлаждении определяется действительным размером зерна
аустенита, которое оно приобрело-при данной степени перегрева.
На величину зерна аустенита оказывает влияние также
скорость нагрева: с повышением скорости нагрева величина зерна
аустенита уменьшается. Это объясняется тем, что при больших
скоростях нагрева скорость зарождения центров ^. Ц. аустенита
возрастает быстрее, чем скорость роста кристаллов аустенита
С. Р. Так, при повышении температуры от 740 до 800 °С величина
Ч. Ц. возрастает в 270 раз, в то время как С. Р. — только в 41 раз.
Предусмотрена специальная методика определения величины
зерна аустенита и разделения сталей по крупности зерна
аустенита на 10 баллов (ГОСТ 5939—65). Стали с баллом 1...5 —
крупнозернистые; стали, имеющие балл зернистости 6... 10,
считаются мелкозернистыми. Между номером (баллом) зерна N и
количеством зерен п на 1 мм2 существует зависимость п = 8-2 N.
Существует много методов определения величины
аустенитного зерна.
Как правило, наследственно-мелкозернистые стали обладают
лучшими технологическими свойствами. Они при термообработке
менее чувствительны к возможным перегревам (конечно, до
температур интенсивного роста зерна). Для этих сталей горячую
обработку давлением можно заканчивать при более высоких
температурах, что обеспечивает большую производительность,
так как материал в этих условиях более пластичен.
Влияние легирующих элементов на превращение перлита в
аустенит. При образовании аустенита легирующие элементы в
большинстве случаев растворяются в нем, образуя твердые
растворы замещения. Диффузия легирующих элементов происходит
значительно медленнее, чем диффузия углерода. Поэтому
легированные стали требуют, как правило, более высоких температур
нагрева и более длительной выдержки при высокой температуре
Для получения однородного аустенита, в котором растворяются
карбиды легирующих элементов.

В большинстве случаев интенсивность роста аустенитного
зерна легированных сталей уменьшается в результате действия
легирующих элементов. Особенно интенсивно тормозят рост
аустенитного зерна элементы, образующие стойкие карбиды типа фаз
внедрения (Ti, Zr, V, Mo, W), а также азот; мало влияют углерод
и некарбидообразующие элементы (Si, Ni). Марганец ускоряет
рост зерна аустенита. Малая склонность к росту аустенитного
зерна является одним из технологических преимуществ
большинства легированных сталей.
Неправильный режим нагрева может привести либо к
перегреву, либо к пережогу стали. Нагрев доэвтектоидных сталей
значительно выше температуры точки ACi приводит к интенсивному
росту зерна и к выделению феррита при охлаждении стали в виде
пластинчатых и игольчатых кристаллов. Такая структура
называется видманштеттовой (рис. 8.4, а). Структура перегретой стали
может быть исправлена повторным нагревом до оптимальных
температур (рис. 8.4, б), поскольку при превращении П->-А
образуется сначала мелкое «начальное» зерно.
Пережог имеет место, когда температура нагрева
приближается к температуре солидус. При пережоге может наблюдаться
окисление границ зерна, что резко снижает прочность стали.
Излом такой стали камневидный. Пережог является
неисправимым браком.
Как видно, от качества осуществления первого превращения
П->-А при термической обработке во многом зависит ее конечный
результат. Инженер должен знать, от чего зависит размер аусте-'
нитного зерна. Весьма рационально запомнить, какие элементы
тормозят рост зерна, и при выборе материала отдавать
предпочтение тем сталям, в состав которых входят такие
элементы.
№ 4. Какие мероприятия обеспечивают получение мелкого зерна аустенита
при нагреве стали?
Ответ: см. С.27Я
Рис. 8.4. Структура перегретой (а также литой) стали (видманштеттовая)
структура (а); эта же структура, исправленная термообработкой (б) (Х200)

f 8.4. ПРЕВРАЩЕНИЕ АУСТЕНИТА В ПЕРЛИТ (А-^П)
ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ СТАЛИ
Сущность этого превращения можно выразить схемой
FeY(C)-^Fea(C)+Fe3C.
Превращение имеет место при температурах ниже А\ (см.
рис. 8.1), когда Gn<GA.
При превращении аустенита имеют место два процесса:
а) перестройка решетки FeY r.u.K.-^Fea о.ц.к.; б) выделение
углерода из аустенита и образование кристаллов цементита.
Образование перлита связано с диффузией углерода и
самодиффузией атомов железа. Поэтому на скорость превращения
с увеличением степени переохлаждения ускоряюще действует рост
AG= Ga — Gn и замедляюще действует уменьшение коэффициента
диффузии D = D0e-Q/{RT).
На рис. 8.5 приведена зависимость скорости превращения
аустенита от температуры (для стали, близкой по составу к эвтек-
тоидной).
В зависимости от степени переохлаждения (температуры
превращения) различают три температурные области
превращения аустенита: перлитную, промежуточную, мартенситную. Эти
области отмечены на рис. 8.5 справа.
№ 5. Что оказывает основное влияние на скорость превращения А-+ П в
интервале температур: а) Л,...550°С; б) 550...300° С (рис. 8.5)?
Ответ: см. с. 273.
Для установления зависимости времени превращения А-^П от
температуры превращения удобно пользоваться диаграммами
изотермического распада аустенита. Они строятся по кинетическим
кривым превращения аустенита при различных температурах
(степенях переохлаждения).
Рис. 8.5. Зависимость скорости превращения аустенита от
температуры для стали с 0,9 % С

Рис. 8.6. Кинетические кривые превращения аустенита
при охлаждении (а), диаграмма изотермического
превращения аустенита эвтектоидной стали с 0,8 % (б)
На основе этих кривых устанавливают время начала (Н) и
конца (К) превращения аустенита при данной температуре.
Нанеся параметры Hi, Н2, Н3 и Ki, К2, Кз на диаграмму, строим
диаграмму изотермического превращения аустенита (рис. 8.6,6).
№ 6. Чем можно объяснить, что при больших степенях переохлаждения
(температура Т:\ на рис. 8.6, б) время превращения аустенита сильно увеличивается?
Ответ: см. с. 273.
Диаграммы, подобные показанным на рис. 8.6, б, называются
также С-образными диаграммами. Кривая / на диаграмме
рис. 8.6, б показывает время начала распада аустенита в
зависимости от температуры. Кривая 2 показывает время конца распада
аустенита. Эти линии делят поле диаграммы на ряд фазовых
областей: левее линии / — область неустойчивого аустенита;
правее линии 2 — область продуктов распада аустенита. Между
линиями / и 2 существуют аустенит и продукты его распада
А + Ф + Ц- Пунктирная кривая между линиями / и 2
соответствует 50 % распада аустенита. Нижняя часть диаграммы
соответствует превращению аустенита в мартенсит по бездиффузионному
механизму превращения при закалке.
Превращение аустенита в перлитной области. Рассмотрим
превращение аустенита в области температур 727...550 °С
(см. рис. 8.5 и 8.6). В этих условиях процессы диффузии достаточно
развиты. Процесс образования перлита подчиняется законам
кристаллизации (перекристаллизации) и заключается в образова-

Рис. 8.7. Схема образования перлита в зерне аустенита:
а — первичные пластинки цементита в феррите; б — вторичные
пластинки цементита в феррите; в — колонии (зерна) перлита
нии центров кристаллизации Ч.Ц. и в росте их с
определенной скоростью СР. Оба эти фактора
зависят от степени переохлаждения.
Механизм процесса образования пластинчатых
продуктов распада заключается в том, что от
одного центра начинается образование
чередующихся пластинок цементита и феррита. Эти пластинки
растут как по толщине, так и по длине до их
столкновения с кристаллами перлита, растущими
из других центров (рис. 8.7, а, б). Образование
центров при перекристаллизации происходит в
участках аустенита с наиболее дефектным строением (обычно
по границам зерна и в -зонах с повышенной плотностью
дислокаций зерна аустенита).
№ 7. Вспомнив механизм кристаллизации и учитывая, что превращение
А-^П протекает по тому же механизму, установите, в чем различие перлита
(Ф + Ц), который образовался из аустенита при 700 и 550 °С.
Ответ: см. с. 273.
Толщина пластинок До феррита и цементита зависит от
температуры превращения (степени переохлаждения) (рис. 8.8). В
зависимости от дисперсности продукты распада аустенита имеют
различное название. Так, грубопластинчатые структуры с размером
пластинок До ~ (0,5...0,7) • 10~3 мм называются перлитом
(рис. 8.9, а...д), при До — 0,25- Ю-3 мм — сорбитом, при До —
^0,1-10~3 мм структура называется трооститом.
Рис. 8.8. Зависимость
межпластинчатого расстояния До и твердости
HRC структур перлитного типа
(сталь с 1,2% С) от температуры
изотермического превращения
(А. И. Гардин)
№ 8. Чем объясняется рост
твердости структур от перлита к трооститу
(см. рис. 8.8)?
Ответ: см. с. 273
Если температура нагрева при
превращении П->А
незначительно превышала температуру точки
АСх и полученный аустенит не
однороден по составу (в нем
сохраняются включения
цементита), то при превращении А-^П
при малой степени
переохлаждения вместо пластинчатого
образуется зернистый перлит (см.
рис. 7.4,6).
В до- и заэвтектоидной сталях
при температуре выше 550 °С
превращение аустенита
начинается выделением из аустенита фер-

рита или цементита, после чего аустенит превращается в перлит,
сорбит или троостит. Диаграммы изотермического превращения
таких сталей приведены на рис. 8.11.
Л* 9. Какая структура образуется
у стали с 0,44 % С при температуре
превращения 650 °С?
Ответ: см. с 273.
Промежуточное превращение
аустенита. При температуре ниже
550 °С скорость превращения
аустенита замедляется (см. рис. 8.5
и 8.6, а, б). В этих условиях
самодиффузия атомов железа
практически не происходит,
однако атомы углерода обладают еще
значительной подвижностью.
Механизм превращения
состоит в том, что внутри аустенита
происходит диффузионное
перераспределение атомов углерода
и участки аустенита,
обогащенные углеродом, превращаются в
цементит.
Превращение обедненного
углеродом аустенита в феррит
происходит по сдвиговому меха-
Рис. 8.9. Структуры семейства перлитов:
а — пластинчатый перлит (Х2500); б - -сорбит закалки
(Х2500); в — сорбит закалки (Х2000); г— троостит закалки
(X250U); () — троостит закалки (Х2000)
Рис. 8.10. Семейство бейнитов:
а — верхний (пористый) бейнит; б —
нижний (игольчатый) бейнит (внизуХЮОО,
вверхуX1500)

низму путем возникновения и роста зародышей феррита,
когерентно связанных с решеткой аустенита. Для этого не тре-.
буется обмена атомов железа местами, а дЪстаточно лишь
смещения их друг относительно друга на расстояния меньшие,
чем межатомные расстояния в кристалле. Образующиеся при
этом кристаллы феррита имеют игольчатую форму. Такая
структура, состоящая из РезС и феррита, называется бейнитом
(рис. 8.10, а, б). Сдвиговый механизм превращения аустенита
подробно рассматривается в § 8.5. Особенностью
промежуточного превращения является также повышенное (до 0,1...0,2 %)
содержание углерода в кристаллах феррита.
После окончания превращения остается непревращенным
некоторое количество аустенита, который при дальнейшем
охлаждении превращается в мартенсит или сохраняется.
Дисперсность кристаллов феррита и цементита зависит от
температуры превращения. При 550 °С толщина пластинок
До=0,12Х 10_3 мм имеет верхний бейнит; при 300 °С До =
= 0,08- 10_3 мм — нижний бейнит.
Как видно из рис. 8.10, промежуточное превращение
аустенита в доэвтектоидной стали не сопровождается
предварительным выделением феррита. То же имеет место и у заэвтектоидных
сталей относительно цементита.
Nk 10. Чем обусловлено отличие промежуточного превращения аустенита
А-*Б от превращения А-»-П?
Ответ: Превращение А-»-Б происходит в условиях, когда: 1) диффузия
атомов отсутствует, см. с. 273; 2) диффузия атомов железа не происходит,
см. с. 273; 3) отсутствует самодиффузия железа, имеет место только диффузия
углерода, см. с. 273.
Влияние легирующих элементов на превращение
переохлажденного аустенита. Механизм превращения аустенита в
легированных сталях во многом аналогичен превращению аустенита
Рис. 8.11. Диаграмма изотермического распада аустенита:
а — доэвтектоидной стали (С = 0,44%); б — заэвтектоидной стали
(С=1,29%)

углеродистых сталей.
Однако ввиду малой
скорости диффузии как
легирующих элементов, так и
углерода в легированных
сталях кинетика
превращения аустенита в этих
сталях имеет ряд
особенностей.
По влиянию на
устойчивость аустенита и на
форму кривых С-образной
диаграммы при
различных степенях
переохлаждения легирующие
элементы можно разделить
на две группы.
1. Некарбидообразую-
щие элементы Ni, Si, Al,
Си замедляют
превращение А->П. Они смещают
линии начала и конца превращения аустенита вправо, не
изменяя вида С-диаграммы.
2. Карбидообразующие элементы Mn, Cr, Mo, W, V при
700...500 °С (образование структур типа перлита) замедляют
превращение А-^П (С); при 500...400 °С (при Т образуется
троостит, рис. 8.12) очень сильно замедляют превращение А-^Т.
При 400...300 °С (промежуточное превращение) замедление
превращения А->Б слабее, чем при 500...400 °С. Это отражается
на форме кривых изотермического превращения аустенита
появлением двух максимумов (рис. 8.12).
Подобное влияние на превращение аустенита обнаруживается
и у комплексно-легированных сталей карбидообразующими и
некарбидообразующими элементами. После промежуточного
превращения в легированных сталях наблюдается повышенное
количество остаточного аустенита, который может сохраниться
или превращается в мартенсит при дальнейшем охлаждении
стали.
Установлено, что температура Т максимальной устойчивости
аустенита зависит от вида карбидообразующего элемента.
(Для хромистой стали она составляет 450...500 °С,
вольфрамовой стали — 500...550 °С, молибденовой стали — 550...525 °С,
ванадиевой стали — 575...600 °С.)
Установлено также, что эти температуры являются и температурами начала
обособления специальных карбидов этих элементов из твердого раствора.
Это соответствует минимальным температурам, при которых возможна диффузия
данного легирующего элемента в железе. Высокую устойчивость аустенита при
температуре Т (рис. 8.12) А. С. Завьялов объясняет тем, что обеднение аустенита
углеродом, необходимое для его превращения, происходит весьма медленно путем
образования специальных карбидов. Поэтому и общая длительность превращения
Рис. 8.12. Влияние легирующих элементов на
изотермический распад аустенита для сталей
с карбидообразующими элементами

аустенита велика. При более низких, чем 7\ температурах специальные карбиды
не образуются, так как диффузии карбидообразующего элемента в этих
условиях не происходит. Ускорение превращения аустенита при температурах
ниже Т предположительно объясняют тем, что в этих условиях способными к
росту становятся дисперсные карбиды цементного типа. Рост их при более
высоких температурах был невозможен по термодинамическим соображениям.
Время максимальной устойчивости аустенита при температуре
Т увеличивается с увеличением степени легированности стали
(оно очень велико для высоколегированных высокоуглеродистых
сталей).
В некоторых сталях (например, с 0,3...0,4 % С и 10... 12 % Сг)
промежуточное превращение вовсе отсутствует. Для сталей с
повышенным содержанием Сг, Ni, W, Mo отсутствует перлитное
превращение и реализуется только промежуточное превращение.
Поэтому диаграммы изотермического распада аустенита разных
сталей могут быть весьма различны.
Ниже приводится несколько задач, объясняющих особенности
промежуточного превращения аустенита легированных сталей.
№ 11. Чем можно объяснить, что при температуре Т (рис. 8.12) обособление
специальных карбидов происходит с трудом?
Ответ: малой скоростью: 1) диффузионных процессов см. с. 273; 2) диффузии
углерода, см. с. 273; 3) диффузии карбидообразующего элемента, см. с. 273.
№ 12. Подумайте, чем можно объяснить, что при температуре Т (рис. 8.12)
обеднение аустенита углеродом, необходимое для превращения аустенита, не
происходит путем образования цементита, для чего не требуется диффузия
легирующего элемента. В этом случае процесс должен был бы реализоваться
подобно превращению аустенита в углеродистой стали при подобной же
температуре.
Ответ: см. с. 273.
При температурах Т\<Т (рис. 8.12) процесс превращения
аустенита легированных сталей ускоряется потому, что при
Т\<Т возможно все же образование карбидов типа Fe3C,
критический размер зародышей которых зависит от степени
переохлаждения. При Т\ = Т этот размер должен быть велик и
поэтому образование их происходит с трудом; при Т\<Т устойчивыми
становятся очень мелкие зародыши, образование которых,
вероятно, происходит более успешно.
Превращение аустенита при непрерывном охлаждении. Так
как диаграмма изотермического распада аустенита строится в
координатах «температура — время», то на эту диаграмму
можно наложить линии скоростей охлаждения v\y v%, ...
(рис. 8.13, а). Как видно из этого рисунка, кривые скорости
охлаждения пересекают кривые начала и конца превращения
А-^П при различных температурах. Так, линия v\ пересекает
эти кривые при температурах, близких к 700 °С. Сопоставляя
рис. 8.6 с рис. 8.13, а, видим, что при изотермическом
превращении А->П при температуре ~700 °С образуется перлит;
аналогично, при скорости охлаждения v\ также образуется перлит
и т. д. Отсюда можно сделать вывод, что и при'непрерывном
охлаждении с различными скоростями можно получить продукты
превращения типа перлита, сорбита, троостита.

Следует, однако, отметить, что по такой методике можно
получить приближенное представление о качестве образующихся
структур. Ценность описанного метода — в его наглядности.
Поэтому и в дальнейшем будем на него ссылаться.
Для более точной оценки превращений при непрерывном
охлаждении строят, так называемые, анизотермические или
термокинетические диаграммы превращения аустенита. Для
этого в координатах «температура — время» строят реальные
кривые охлаждения, отмечают на них температуры начала и
конца превращения и интервалы одинаковых превращений
обводят.
На рис. 8.13, бив представлены анизотермические
диаграммы распада аустенита для эвтектоидной стали и легированной
стали марки 40ХМ, соответственно.
Jft 14. Какая структура образуется при скорости охлаждения у3 (см.
рис. 8.13, а)?
Ответ: см. с. 274.
На рис. 8.11, 8.13, а показаны средние значения твердости
разных сталей с различными структурами продуктов распада
аустенита.
На рис. 8.14 приведены кривые изменения механических
свойств эвтектоидной стали, в зависимости от температуры
распада аустенита. При температурах 700...550 °С превращения
А->Ф + Ц наблюдается отчетливо выраженная тенденция к
росту прочностных свойств (Тв, ао,2, HRC от перлита к трооститу.
Это объясняется тем, что пластическая деформация,
осуществляемая перемещением дислокации, может происходить только
Рис. 8.13. Наложение графиков скоростей v непрерывного охлаждения на
диаграмму изотермического распада аустенита (v\<V2<:v3<vk<:va) (а);
анизотермические (термокинетические) диаграммы для эвтектоидной стали (б) и
легированной стали, содержащей 0,38 % С, 1,0 % С, 0,15 % Мо (в) (тонкие
линии на диаграмме б — изотермическая диаграмма для эвтектоидной стали)

Рис. 8.14. Механические свойства стали (0,78 % С) в
зависимости от температуры превращения аустенита
в феррите; твердые включения цементита препятствуют
перемещению дислокации в феррите тем больше, чем дисперсией их
строение. На рисунке показано также влияние структуры
термически обработанной стали на пластичность б и \р.
Легирование стали при однотипных структурах имеют
повышенную прочность как от наличия более твердых карбидов,
так и от дополнительного сопротивления атмосфер из
легирующих атомов около дислокаций.

В сталях, легированных карбидообразующими элементами,
после промежуточного превращения образуется также твердая
мартенситная фаза.
Весьма характерно, что с увеличением дисперсности
возрастают и некоторые свойства пластичности (см. рис. 8.14),
которые имеют максимальное значение у стали со структурой
нижнего бейнита, который образовался при 350...400 °С. Это
явление Гудремон объясняет тем, что тонкие пластинки
цементита при деформации испытывают упругий изгиб, в то время как
более толстые ломаются. Пониженная пластичность при
500...550 °С (см. рис. 8.14) объясняется некоторым огрубением
структуры бейнита. Повышение прочности бейнита в известной
степени объясняется также наличием избыточного количества
(0,1...0,2%) углерода в феррите бейнита.
Установлено, что изотермическое превращение при
температурах нижней части промежуточной области (см. рис. 8.6, б)
обеспечивает также высокие показатели ударной вязкости.
Поэтому практически применяется обработка на нижний бейнит.
Эта термическая обработка называется изотермической
закалкой.
§ 8.5. ПРЕВРАЩЕНИЕ АУСТЕНИТА В МАРТЕНСИТ (А->М)
При охлаждении стали со скоростью v>vK (см. рис. 8.13, а)
превращение аустенита начинается при температуре Мн и
заканчивается при температуре Мк. В результате такого превращения
аустенита образуется продукт закалки — мартенсит.
Минимальная скорость охлаждения vK, при которой весь
аустенит переохлаждается до температуры точки Мн и
превращается в мартенсит, называется критической скоростью закалки.
Схему превращения А->-М можно записать в виде
FeY(C)-+Fea(C).
При А-^М происходит перестройка решетки FeY г.ц.к. в
решетку Fea о.ц.к. по сдвиговому механизму без выделения
углерода из решетки а-железа.
№ 15. Как, исходя их приведенной выше сущности превращения А->-М,
можно характеризовать мартенсит как фазу стали?
Ответ: мартенсит является: 1) твердым раствором углерода в а-железе,
см', с. 274; 2) пересыщенным твердым раствором углерода в a-железе, см. с. 273.
Мартенситом, как установлено, называется пересыщенный
твердый раствор углерода в а-железе.
Так как в кристаллической решетке мартенсита имеется
избыточное количество атомов углерода по сравнению с тем,
которое может раствориться в феррите (^— 0,01 % С), то это
приводит к искажению формы решетки (рис. 8.15, а, б). Такая
решетка, у которой отношение с/а>\, называется
тетрагональной.
На рис. 8.15, а приведена схема ячейки кристаллической

Рис. 8.15. Кристаллическая решетка мартенсита (а); влияние
содержания углерода на параметры сна решетки мартенсита
(Т. В. Курдюмов, Э. 3. Каминский) (б)
Рис. 8.16. Микроструктура крупноигольчатого мартенсита (М) и
остаточного аустенита (А0Ст) стали (1,6 % С), закаленной от
температуры нагрева 1100 °С в воде (Х500)(а); микроструктура
мелкоигольчатого мартенсита стали с 0,5 % С (Х500) (б)
решетки мартенсита; рис. 8.15,6 показывает изменение
параметров решетки мартенсита разных по составу сталей, откуда
видно, что степень тетрагональности с/а мартенсита прямо
пропорциональна содержанию углерода в стали.
На рис. 8.16, а приведена микроструктура крупноигольчатого
мартенсита. Кристаллы мартенсита в пространстве представляют
собой пластины, сужающиеся к концу, и поэтому на фотографии,
снятой с плоскости шлифа, кажутся игольчатыми. Электронно-
микроскопические и рентгеновские исследования позволяют
установить мелкоблочное строение отдельных кристаллов
мартенсита. Размер блоков порядка 10_6 см. Относительно друг друга
кристаллы мартенсита расположены под углом 60 и 120°. Это
дает основание для заключения, что они возникают по
определенным кристаллографическим плоскостям кристаллов исходной
аустенитной фазы.

Рентгенографическими
исследованиями Г. В. Кур-
дюмова было показано,
что плоскость (111) и
направление [110] аусте-
нитного кристалла при
превращении А->*М
соответственно параллельны
плоскости (НО) и
направлению [111] мартен-
ситного кристалла. Это
открытие позволило
объяснить ряд
особенностей механизма превращения аустенита в мартенсит.
Отмеченная взаимная ориентировка решеток г.ц.к. и о.ц.к.
при образовании кристаллического зародыша мартенсита в
максимальной степени соответствует принципу структурного
размерного соответствия решеток аустенита и мартенсита.
В начале превращения А->*М кристаллическая решетка
мартенсита когерентно связана с решеткой аустенита (рис. 8.17, а).
Поэтому при превращении решетки г.ц.к.-^о.ц.к. атомы железа
смещаются на расстояния, меньшие периода решетки, и нет
необходимости в самодиффузии атомов железа, что при низких
температурах превращения А-*М происходить не может.
Характерно, что при превращении решетки А->М смещения
атомов железа носят закономерный характер в определенных
направлениях по отношению к своим соседям. В результате
таких перемещений атомов в одну и ту же сторону получается
реальный сдвиг. Такой механизм роста кристаллов получил
название сдвигового механизма роста.
Ориентированный когерентный рост кристаллов мартенсита
обеспечивает минимальную поверхностную энергию растущих
кристаллов мартенсита и обусловливает термодинамическую
экономичность процесса.
При когерентном росте кристалла мартенсита ввиду
значительного различия в объемах аустенита и мартенсита возникают
большие напряжения как в кристаллах аустенита, так и в
кристаллах мартенсита. При достижении определенной величины
мартенситного кристалла эти напряжения достигают значения
предела текучести аустенита. Поэтому в последнем происходит
пластическая деформация, приводящая к нарушению
когерентной связи решеток и отрыву решетки мартенсита от решетки
аустенита (рис. 8.17,6), вследствие чего дальнейший рост
мартенситного кристалла прекращается.
Специфические особенности сдвигового механизма роста
мартенситных кристаллов объясняют особенности мартенситного
превращения стали при закалке.
Такими особенностями являются: 1) бездиффузионный
механизм превращения; 2) ориентированность мартенситных кристал-
Рис. 8.17. Схема соотношения между
решеткой старой и новой фазы при мартенситном
превращении:
а — период роста, сохранение порядка на
границе; б — прекращение роста, беспорядок на
границе (Г. В. Курдюмов)

лов относительно старой фазы; 3) очень большие скорости
роста (порядка 10... 1000 м/с) мартенситных кристаллов; 4)
необратимость мартенситного превращения, т. е. М-^А при нагреве
практически не реализуется, так как нагрев мартенсита
приводит к выделению из него цементита; 5) очень ограниченное
протекание процесса в изотермических условиях и
необходимость непрерывного охлаждения для развития процесса.
Малую склонность к превращению А->-М в изотермических условиях и
необходимость для продолжения превращения А->-М непрерывного охлаждения
можно объяснить проанализировав изменения свободной энергии dF растущего
кристалла мартенсита-
df = -AGdV + adS + ^dV,
где AG — изменение изобарного потенциала, отнесенное к единице объема
превращенного аустенита; 6V — изменение объема кристалла мартенсита при его
росте; а — поверхностное натяжение, которое очень мало при когерентном
росте; dS — прирост поверхности кристалла мартенсита в процессе роста;
дг
-гту скорость прироста упругих искажении в решетке в процессе роста.
Учитывая, что при соблюдении когерентного роста adS^O, AG = const,
де
рост кристалла мартенсита должен прекратиться (d/r = 0), когда AG= —тр
Продолжение роста возможно, если dF<0, но для этого нужно увеличение
изобарного потенциала AG, что имеет место лишь при дальнейшем понижении
температуры (увеличении переохлаждения).
Мартенситное превращение реализуется в интервале
температур точек Мн...Мк, который зависит от количества углерода в
аустените стали (рис. 8.18, а). Как видно из рис. 8.18, а, при
содержании углерода больше 0,6 % точка Мк находится в
области отрицательных температур. Скорость охлаждения практически
не влияет на температуру Мн и Мк.
Для сталей с С>0,6% (рис. 8.18, а) после охлаждения до
0 °С в структуре закаленной стали сохраняется некоторое коли-
Рис. 8.18. Влияние содержания углерода на положение мартенситных точек
М„ и Мк (а); количество остаточного аустенита в закаленной стали (б)
(А. П. Гуляев)

чество непревращенного (остаточного аустенита) Аост, количество
которого увеличивается в высокоуглеродистых сталях с низким
значением температуры точки Мк. На рис. 8.18,6 показано
количество Аост в зависимости от количества углерода в стали.
На рис. 8.16, а светлая составляющая структуры между
иглами мартенсита является остаточным аустенитом.
№ 16. Как видно из рис. 8.18,6, в высокоуглеродистой стали с 1,2% С
после закалки в воде много остаточного аустенита, что уменьшает твердость
стали и ряд других свойств. Что можно предпринять, чтобы уменьшить
количество остаточного аустенита в структуре закаленной стали (рис. 8.18, а)?
Ответ: см. с. 274.
Размер мартенситных кристаллов зависит от величины
кристаллов аустенита: из мелкозернистого аустенита образуется
мелкоигольчатый мартенсит, и наоборот.
Превращение А-^М связано с изменением объема V (так,
для стали с 1% С AV~1%). Это создает большие
микронапряжения, вызывающие дробление блоков и фазовый наклеп.
Внутренние напряжения тем выше, чем больше углерода в
стали. Большие напряжения в микрообъемах приводят иногда к
образованию микротрещин в закаленной стали, которые, являясь
концентраторами напряжений, могут привести к образованию
макротрещин.
За последнее время благодаря использованию новых методов
исследований выявлены дополнительные особенности в строении
кристаллов мартенсита. В связи с этим и свойства мартенсита
получили несколько другое объяснение.
Стали являются далеко не единственными материалами,
в которых реализуется мартенситное превращение, поэтому
целесообразно сопоставить особенности строения и свойства
закаленной малоуглеродистой и высокоуглеродистой сталей.
Первые являются типичными для мартенситного превращения
вообще, а вторые отражают особенности его для группы
материалов типа углеродистых сталей. Кристалл мартенсита состоит
из блоков размером — 100 А с углами разворота 1...2°. Блоки
объединены во фрагменты с углами разориентировки 5... 10°.
Вследствие деформации кристалла мартенсита в процессе его
образования и роста в нем наблюдается высокая плотность
дислокаций (в высокоуглеродистой стали р= 1012 см-2).
Влияние легирующих элементов на мартенситное
превращение стали. При нагреве под закалку большинство
легирующих элементов растворяются в аустените. Карбиды TiC, NbC,
ZrC [частично (Fe, У)зС] не растворяются в аустените, даже
когда их количество в стали мало. Эти карбиды тормозят рост
аустенитного зерна при нагреве и обеспечивают получение
мелкоигольчатого мартенсита при закалке. Остальные карбидо-
образующие элементы при небольшом количестве их в составе
стали, а также некарбидообразующие элементы при нагреве
растворяются в аустените и при закалке образуют
легированный мартенсит.

В-табл. 8.1 показано распределение легирующих элементов
в разных фазах конструкционной стали после закалки.
Таблица 8. 1
Характер
термообработки
Отжиг
Закалка
Отпуск при 600 °С
(улучшение)
Легирующий элемент
в твердом растворе
Si, Al, Ni, Си, [Ж], Сг
Mo, W
Si, Ni, Al, Си, Mn, Cr, [V]
Mo, W
Si, Ni, А1,Си,ГМгГ[,Сг, Mo, W
в карбидной фазе
Mn, [Cr], fTO7|> [W1, Nb
V, Zr, Ti
Nb, V, Zr, Ti, [CFJ [Mo], Щ
Zr, Ti, Щ, Mn
Примечание. Если легирующий элемент может присутствовать в разных
фазах, предпочительная форма его содержания в стали включена в рамку.
№ 17. Закаливалась малоуглеродистая сталь, в составе которой были Сг,
Ni, Ti. В виде каких фаз эти элементы будут в закаленной стали?
Ответ: см. с. 274.
На рис. 8.19 показано, что легирующие элементы (за
исключением А1, Со) снижают температуру мартенситного
превращения. Вследствие этого в легированных сталях после закалки
часто наблюдается большое количество остаточного аустенита.
№ 18. Каковы особенности стали в закаленном состоянии?
Ответ: см. с. 274.
Механические свойства закаленной
стали. В табл. 8.2. приведены
механические свойства стали 40 (0,4 % С)
после термообработки (отпуска,
закалки и отпуска).
Как видно из табл. 8.2,
характерными свойствами стали с мартенситной
структурой являются высокая
твердость и малая пластичность.
Установлено, что твердость мартенсита зависит
от содержания углерода в стали и
мало изменяется от наличия
легирующих элементов (рис. 8.20, а).
Хрупкость стали увеличивается с
увеличением содержания углерода и с
укрупнением мартенситных игл.
Последняя имеет место при закалке стали
с крупным зерном аустенита. Высокую
твердость мартенсита Г. В. Курдюмов
объясняет мелкоблочным строением
Рис. 8.19. Влияние
легирующих элементов на мартенсит-
ную точку Мн в сталях с
0,76... 1,0 % С (Зюзин,
Садовский и Баранчук)

Таблица 8. 2
Структура и характер
термообработки
П + Ф
(отжиг)
Мартенсит
(закалка)
Отпуск при 600 °С
(сорбит отпуска)
Механические свойства
ав, МПа
600
1400
620
<тт, МПа
250
1100
410
НВ
140
570
170
*. %
33
2
20
Ч>. %
55
3
64
мартенситных кристаллов, границы которых сильно затрудняют
перемещение дислокации.
Сильно развитая блочная структура закаленной
малоуглеродистой стали является основной причиной ее высокой
статической прочности; роль углерода в этом незначительна. В
высокоуглеродистой стали упрочняющая роль углерода весьма
велика.
Установлено, что в
закаленной малоуглеродистой стали
при деформации дислокации
некоторых типов отличаются
большой подвижностью; они
способствуют деформации
стали без образования при этом
трещин.
В кристаллах мартенсита
высокоуглеродистой стали
установлено образование
двойников. Считается, что у этих
сталей барьерами для
дислокаций являются границы
двойников, перед которыми
дислокации скапливаются и создают
очаг зарождения трещины.
Этим объясняется высокая
хрупкость закаленной
высокоуглеродистой стали. Атомы
углерода в решетке мартенсита
оказывают дополнительное
сопротивление движению
дислокаций и, главное, придают
этому сопротивлению резкую
температурную зависимость.
Этим объясняют склонность
закаленной углеродистой стали
к хладноломкости (см. рис.
8.20, б).
Рис. 8.20. Влияние содержания
углерода на твердость HRC мартенсита (а);
влияние содержания углерода и
структуры легированных сталей на
ударную вязкость (б):
I — перлит; 2 — 50 % мартенсита; 3 — бей-
нит; 4 — мартенсит

Эти выводы имеют существенное значение при создании
новых высокопрочных безуглеродистых сплавов типа мартенсито-
стареющих, в которых высокий комплекс прочности и вязкости
достигается мартенситной структурой, в которой отсутствует
тормозящая роль примесей внедрения (в частности, углерода).
Наличие в структуре высокоуглеродистых и некоторых
легированных сталей большого количества остаточного аустенита
уменьшает твердость, износостойкость и прочность стали.
Остаточный аустенит А>ст оказывает отрицательное влияние и на
некоторые другие свойства (уменьшается стабильность размеров
деталей, ухудшается шлифуемость и т. д.).
Вязкость закаленной углеродистой стали невелика из-за
неоднородности мартенсита, что приводит к концентрации
напряжений. Вследствие этого возможно образование микротрещин,
накопление которых приводит к потере пластичности и к
хрупкому разрушению стали.
Легирование стали, как правило, сопровождается
повышением однородности структуры мартенсита, благодаря чему
повышается истинная пластичность е и возрастает сопротивление
вязкому разрушению 5К. Этим же определяется повышение
сопротивления хрупкому разрушению 5от легированных сталей в
закаленном состоянии.
Сопротивление отрыву SOT закаленной стали резко
понижается с увеличением содержания углерода. Так, при С = 0,42%
сопротивление отрыву S0T = 1740 МПа, а при С = 0,77%
составляет 630 МПа.
Представление о влиянии легирования на вязкость разных
продуктов превращения аустенита дает рис. 8.20, б. Из рисунка
видно также, что наличие в структуре легированных сталей
продуктов распада аустенита существенно понижает работу
разрушения при низких температурах (сравни 2 и 4 на рис. 8.20, б
при -73 °С).
Порядок снижения критических температур охрупчивания в
зависимости от структуры следующий: 1) перлит и феррит;
2) бейнит и феррит; 3) 50 % мартенсита с ферритом и бейни-
том; 4) мартенсит. Этот порядок сохраняется для всех
исследованных содержаний углерода. Установлено, что чем ниже
температура превращения аустенита, тем выше вязкость термически
обработанных сталей.
Для повышения конструкционной прочности все стали после
закалки подвергаются отпуску.
§ 8.6. ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ОТПУСКЕ СТАЛИ
Сущность превращения мартенсита углеродистой стали при
нагреве (отпуске) может быть выражена схемой
Fea(C)+0 + Ll
В сталях с высоким содержанием углерода после закалки наряду

с мартенситом неустойчивой фазой является также остаточный
аустенит Акт, который при соответствующей температуре отпуска
также претерпевает превращение.
На рис. 8.21, а показано изменение содержания углерода в
мартенсите углеродистых сталей с разным содержанием
углерода в зависимости от температуры нагрева (отпуска). На
рис. 8.22, а...г приведены микроструктуры продуктов отпуска
стали.
Для понимания механических свойств отпущенной стали
целесообразно выделить четыре основные стадии отпуска.
Первая стадия отпуска — зарождение карбидов. При
температурах отпуска ниже 150 °С происходит перераспределение
углерода в мартенсите — образуются участки, где концентрация
атомов углерода существенно выше среднего количества его в
решетке мартенсита. В этих участках образуются зародыши
е-карбидной фазы, отличной от Fe3C, которые имеют вид
пластинок толщиной несколько атомных слоев. При этом
кристаллическая решетка карбида когерентно связана с решеткой
мартенсита, т. е. поверхности раздела между решеткой мартенсита и
карбидов пока отсутствуют.
Таким образом, на первой стадии отпуска содержание
углерода в разных участках мартенситных кристаллов оказывается
крайне неоднородным. Такой мартенсит называется мартенситом
отпуска (рис. 8.22,6).
Вторая стадия отпуска — обособление карбидов. Повышение
температуры ведет к дальнейшей диффузии углерода из
мартенсита отпуска к образовавшимся зародышам карбидов и к
росту последних. После достижения критических размеров
зародышей напряжения в участках межфазных границ приводят к
нарушению когерентных связей в решетках и карбиды
обособляются в самостоятельные кристаллы. Это имеет место при
температурах 200...300 °С.
В высокоуглеродистых сталях, в структуре которых после
закалки имеется остаточный аустенит, в интервале температур
200...300 °С осуществляется также процесс его превращения в
мартенсит отпуска.
Как видно из рис. 8.12, а, к 300 °С содержание углерода в
а-твердом растворе снижается до 0,15...0,2%. Дальнейший
нагрев до 400...450 °С приводит к полному выделению углерода в
виде РезС из твердого раствора, что сопровождается снятием
внутренних напряжений. Это принято считать третьим
превращением при отпуске. К 450 °С структура стали «феррит +
-(-карбиды» оказывается в весьма мелкодисперсном состоянии.
Такая структура называется трооститом отпуска (рис. 8.22, в).
Третья стадия отпуска — коагуляция карбидов. Этот процесс
начинается при температуре выше 300 °С. При этом коагуляция
одних карбидных частиц происходит за счет растворения других
частиц, более мелких.
Приводимые стадии отражают преимущественно протекаю-

Рис. 8.21. Зависимость содержания
углерода в а-твердом растворе от
температуры отпуска (выдержка
1 ч) и состава стали (Э. В.
Каминский, Г. И. Стеллетский) (а);
зависимость механических свойств от
температуры отпуска (б);
зависимость твердости HRC от
температуры отпуска сталей с разным
содержанием углерода (в)
Рис. 8.22. Микроструктуры
мартенсита и продуктов его отпуска
(Х1500):
а — мартенсит; б — мартенсит отпуска
при 120 °С; в — троостит отпуска при
370 °С; г — сорбит отпуска при 600 °С
(в верхних частях структуры
увеличение X12500)

щие процессы. Естественно, что на последующих стадиях могут
происходить процессы, характерные для более ранних стадий.
При температурах отпуска 350...400 °С диаметр частиц
карбида имеет размеры ~0,3-10~J мм.
При 500...600 °С частицы цементита в феррите имеют размеры
~0,1 «Ю-3 мм. Подобная структура называется сорбитом
отпуска (рис. 8.22, г). Основным отличием структур типа троос-
тита и сорбита отпуска от троостита и сорбита закалки является
сфероидальная форма частиц цементита в структурах
отпущенной стали, в то время как у структур после распада аустенита
форма частиц пластинчатая.
№ 19. В чем различие в фазовом составе продуктов отпуска при 650 °С
и продуктов изотермического превращения аустенита при 650 °С стали с
0,4 % С?
Ответ: см. с. 274.
На рис. 8.21,6, в приводится изменение механических свойств
стали в зависимости от температуры отпуска.
Влияние легирующих элементов на процессы при отпуске
стали. Это влияние обусловлено в первую очередь уменьшением
скорости диффузии углерода и легирующих элементов в твердом
растворе. Поэтому температуры всех трех стадий отпуска в
легированных сталях сдвигаются в области более высоких
температур.
При температурах 300...350 °С из легированного мартенсита
начинается выделение карбидов цементитного типа. Дальнейшее
повышение температуры приводит к уменьшению выделения
карбидов цементитного типа и к выделению специальных карбидов
типа Ме7С3 (например, Сг7С3), Ме6С и др. Так, в
марганцовистых сталях (Мп>1,3%) это температура ~400 °С; в
хромистых сталях (Сг>0,8%) —500...525 °С; в сталях, содержащих
молибден (Мо>0,8%), — 575...600 °С.
При этих условиях диффузия соответствующего элемента в
железе становится достаточно высокой.
При отмеченных температурах происходят два процесса:
зарождение одних карбидов и растворение других. Растворяются
нестойкие карбиды типа цементита, и происходит образование
стойких специальных карбидов или легированного цементита.
Возможна также коагуляция карбидов. Следует отметить, что
а-фаза стали, легированная карбидообразующими элементами,
остается сильно перенасыщенной углеродом даже после
высокотемпературного отпуска. Так, в стали с 0,44 % С и 0,89 % Мо
при отпуске при 550 °С в а-фазе сохраняется 0,13 % С, а в стали
с 0,49 % С и 0,77 % V после отпуска при 650 °С наблюдается
0,13% С. Этим в основном объясняют различия в свойствах
высокоотпущенных углеродистых и легированных сталей.
Никель и особенно кремний, уменьшая диффузию углерода,
также повышают температуру обособления карбидов.
№ 20. В чем различие в фазовом составе стали с 0,4 % Си легированной
стали с 0,4 % С, 3 % Сг, 3 % Ni после отпуска при 250 °С?

Ответ: см. с. 274.
Коагуляция карбидных частиц в легированной стали связана
с диффузией углерода в феррите. Никель ускоряет коагуляцию
карбидов. Марганец слабо влияет на эти процессы. В случае
образования специальных карбидов легирующие элементы W, Сг
повышают температуру начала коагуляции карбидов до 450 °С,
молибден — до 550 °С (для углеродистой стали эта температура
равна 400 °С).
Механические свойства стали после отпуска. Ниже
рассматриваются механические свойства стали, определяемые при
статических способах нагружения (см. рис. 8.21, б, в).
В качестве общих закономерностей можно заметить, что с
повышением температуры отпуска, особенно выше 200 °С,
прочностные свойства (HRC, <тв, ат) понижаются, свойства
пластичности (6, г|?) растут. Такое изменение свойств связано с формой,
размером частиц фаз и их составом. Наиболее достоверно
установлено, что в технических сплавах свойства сильно зависят от
дисперсности фазы выделения: уменьшение поверхности раздела
фаз сопровождается понижением сопротивления пластическим
деформациям, т. е. прочностных свойств (HRC, ав, ат).
При низких температурах отпуска (до 200 °С) свойства стали
определяются содержанием углерода в мартенсите и
практически не зависят от легирования. Высокие прочностные свойства
и низкая пластичность низкоотпущенной углеродистой стали
объясняются теми же причинами, что и в случае закаленной
стали.
При средних температурах отпуска (300...500 °С, структура —
троостит отпуска) механические свойства определяются
содержанием углерода в твердом растворе и дисперсностью карбидов.
Для этих температур характерна высокая упругость стали.
При высокой температуре отпуска 550...650 °С механические
свойства стали определяются дисперсностью и составом
карбидов, а также составом и величиной блоков и зерен ферритной
фазы. В этих условиях отпуска легирующие элементы на
свойства стали оказывают очень большое влияние. Чтобы судить об
этом хотя бы ориентировочно, необходимо знать, как
взаимодействуют элементы с железом и углеродом, как они влияют на
диффузию углерода и на коагуляцию карбидов.
При высоких температурах отпуска легированная сталь
состоит из легированных карбидов и легированного феррита. В
составе легированного феррита могут находиться углерод и некарби-
дообразующие элементы (Si, Ni, А1, Си). Это искажает
кристаллическую решетку феррита и повышает прочность стали. В
конструкционных сталях, содержащих карбидообразующие
элементы, упрочнение стали связано также с частичным растворением
этих элементов в феррите (Сг, Мп) и измельчением карбидной
фазы (Сг, Мо, V). Таким образом, все легирующие элементы
содействуют повышению сопротивления стали пластическим
деформациям в состоянии высокого отпуска.

№ 21. Чем обусловлено упрочнение стали со структурой сорбита отпуска
углеродистых и легированных сталей?
Ответ: см. с. 274.
Для легированных сталей, имеющих в своем составе большое
количество карбидообразующих элементов типа W, Мо, V, Сг
(быстрорежущая сталь), имеет место качественно новое явление
при высоких температурах отпуска. При температурах отпуска
400...600 °С из мартенсита этих сталей выделяются очень
мелкодисперсные карбиды W, V, Сг, Мо. Несмотря на относительно
низкую твердость (500...650НВ) мартенсита отпуска, эти
карбиды резко повышают твердость стали (900...1100HV). Это
явление носит название дисперсионного твердения. (На рис. 11.5
показано изменение твердости быстрорежущей стали в
зависимости от температуры отпуска).
Сопротивление пластической деформации отпущенной стали
определяется эффективностью различных факторов, тормозящих
движение дислокаций в ферритной фазе стали. Препятствием
движению дислокации являются границы блоков и зерен феррита,
наличие давления атомов легирующих элементов около
дислокации и частицы карбидов. Общие закономерности влияния этих
факторов на механизм движения дислокации рассматривались в
предшествующих разделах.
Выше отмечалось, что структура стали после отпуска при
400...600 °С состоит из ферритно-карбидной смеси, как и
структура, образовавшаяся от разложения аустенита при охлаждении
стали из аустенитного состояния.
Однако некоторые механические свойства отпущенной стали
со структурой сорбита отпуска более высокие, чем у стали со
структурой сорбита, получившейся при распаде аустенита. Это
объясняется округлой формой цементитных частиц в структурах
отпуска.
При равной прочности сталь со структурой сорбита отпуска
по сравнению со сталью, имеющей структуру сорбита закалки,
имеет более высокие показатели вязкости. В связи с этим
термическую обработку на сорбит отпуска принято называть
улучшением.
Сопротивление отпущенной стали вязкому разрушению. При низких
температурах отпуска сопротивление вязкому разрушению SK углеродистых сталей
невысокое из-за низкого значения предельной пластичности (е = 10...20 %).
Легирование повышает пластичность стали. Это объясняется более
равномерным распределением углерода в мартенсите отпуска этих сталей, в связи с чем
внутренние напряжения имеют меньшую величину. При нагружении
легированных сталей происходит значительная пластическая деформация, которая
сопровождается упрочнением стали, и только после этого наступает разрушение.
Так, при увеличении Ni с 0,3 до 5,3 % в составе стали е возрастает предельная
пластичность с 15 до 65 %, a SK — с 1850 до 2850 МПа. Увеличение предельной
пластичности обусловливает увеличение сопротивления срезу SK.
В высокоотпущенном состоянии (Го™ ~ 650 °С) легирующие элементы,
растворенные в феррите (или образуя мелкодисперсные карбиды), затрудняют
пластическую деформацию, что выражается в понижении значения предельной
пластичности е и в сильном повышении предела прочности ав по сравнению с угле-

родистыми сталями. Так как сопротивление вязкому
разрушению SK возрастает с увеличением ав и
уменьшается с уменьшением е, то практически
на величину 5К в высокоотпущенном состоянии
легирующие элементы влияют мало.
При повышенных температурах отпуска
влияние легирующих элементов на величину SK
определяется тем, как эти элементы влияют на величину е
и ав стали, относительное значение которых
зависит от количества углерода в твердом растворе,
а также состояния карбидной фазы.
Важно понять, как отпуск влияет на сопро
тивление отрыву 5от (температурный порог
хладноломкости), так как от этого наиболее сильно
зависит конструкционная прочность деталей.
Сопротивление стали отрыву в отпущенном
состоянии. На рис. 8.23 показано влияние
температуры, отпуска на сопротивление отрыву 501
феррита / и стали 2, содержание углерода в
феррите СфЗ и средний размер карбидных частиц 4.
Из рисунка следует, что сопротивление стали отрыву
возрастает по мере выделения углерода из
мартенсита до 400 °С. Это объясняется уменьшением
внутренних напряжений и увеличением сил связи
между атомами железа в твердом растворе.
Установлено, что сила связи уменьшается с увеличением количества атомов
углерода в решетке твердого раствора.
При температуре отпуска выше 400 °С происходит снижение
сопротивления отрыву Sot- Это связано с укрупнением ферритных зерен и блоков. Так, при
изменении диаметра зерен феррита от 50 до 200 мкм величина S0T уменьшается
от 1000 до 550 МПа. Легирующие элементы влияют на изменение величины S0T
отпущенной стали, оказывая влияние на скорость распада твердого раствора и
на коагуляцию карбидной фазы. Наиболее сильно ускоряет выделение углерода
никель. Элементы С, Сг, Mo, V, Si задерживают распад мартенсита.
В высокоотпущенном состоянии влияние элементов определяется тем, как
данный элемент влияет на дисперсность фаз в стали. Эффективно препятствуют
коагуляции карбидов ванадий и ниобий.
§ 8.7. ОТПУСКНАЯ ХРУПКОСТЬ СТАЛИ
Важнейшей характеристикой конструкционных сталей
является их надежность в работе, которая определяется
сопротивлением стали хрупкому разрушению.
Многочисленные исследования показывают, что изменение
ударной вязкости сталей в зависимости от температуры отпуска
происходит весьма своеобразно (рис. 8.24, а, б).
По характеру изменения зависимости KCU = /(7Vrn) стали
можно разделить на две группы. Первую группу составляют
углеродистые стали и стали, легированные некарбидообразующими
элементами. Для них кривая изменения KCU = /(T0Tn) подобна
кривой на рис. 8.24 для углеродистой стали с 0,42 % С (рис.
8.24, а).
Стали этой группы имеют провал ударной вязкости после
отпуска при Тот = 200...300 °С (для кремнистых сталей
несколько выше 300 °С). Температура Го™ до 200 и выше 300 °С
сопровождается монотонным повышением ударной вязкости.
Рис. 8.23. Влияние
температуры отпуска на S0T
легированного феррита / и
стали 2, содержания
углерода в а-твердом
растворе (феррите) СФ 3 и
дисперсность структурных
составляющих 4 (С. 3. Бок-
штейн)

Рис. 8.24. Изменение ударной вязкости:
а — углеродистой стали с 0,42 % С от температуры отпуска при нагреве в течение
2 ч; б — стали 35ХЗНЗ от температуры отпуска [охлаждение после отпуска в
воде; пунктир — та же сталь, охлаждение с печью (А. С. Завьялов)]
Появление хрупкости в отмеченном интервале температур
отпуска называется необратимой отпускной хрупкостью
(отпускной хрупкостью первого рода). Такое название обусловлено тем,
что сталь, находящаяся в состоянии хрупкости после отпуска,
при более высокой температуре нагрева становится вязкой.
Повторный нагрев ее в интервале температуры охрупчивания
повторного понижения ударной вязкости не вызывает.
Вторую группу составляют стали, легированные карбидо-
образующими элементами, а также стали, комплексно
легированные карбидообразующими и некарбидообразующими
элементами (Si, Ni). Для этих сталей кривая изменения KCU=(7\>Tn)
подобна изображенной на рис. 8.24, б для стали марки 35ХЗНЗ.
Для таких сталей кроме охрупчивания при 200...400 °С
наблюдается второй провал ударной вязкости при 400...570 °С. Этот
провал тем больше, чем медленней охлаждалась сталь после
отпуска (сравните сплошную и пунктирную кривые на рис.
8.24, б).
Охрупчивание стали после высокого отпуска названо
обратимой отпускной хрупкостью (отпускной хрупкостью второго рода).
Название объясняется тем, что после устранения хрупкости
отпуском при других температурах, например при 600 °С для
хромистой стали, она может снова возникнуть при повторном
отпуске (или нагреве) при отмеченных выше температурах. Отпускная
хрупкость не только снижает ударную вязкость, но вызывает
повышение температурного порога хладноломкости. Уменьшается
работа зарождения и распространения трещины. Чтобы понять

практическую значимость отпускной хрупкости второго рода у
легированных сталей, из которых изготавливают ответственные
детали, решите следующую задачу, взяв за основу рис. 8.24, а, б.
№ 22. Деталь с целью получения высокой конструкционной прочности была
сделана из стали 35ХЗНЗ и после закалки подвергнута отпуску при 500 °С.
Будет ли достигнута надежность (сопротивление хрупкому разрушению) этой
детали по сравнению с деталью, изготовленной из стали 40?
Ответ: см. с. 274.
Ввиду исключительной важности вопроса об отпускной
хрупкости необходимо иметь представление о причинах отпускной
хрупкости. Эти явления изучаются уже почти 100 лет. Все
исследователи сходятся на том, что при отмеченных условиях отпуска
происходит выделение или перераспределение каких-то фаз в
стали, что приводит к ее охрупчиванию. Что касается природы
этих фаз, то здесь мнения расходятся. Установлено, что на
обратимую отпускную хрупкость особенно сильно влияет обогащение
границ зерна фосфором, и поэтому наличием фосфора в стали
часто объясняли это явление.
Другими исследованиями было показано, что фосфор
усугубляет склонность к отпускной хрупкости, но не является
первопричиной этого явления. Чтобы понять сущность отпускной
хрупкости стали, важно четко представлять, что происходит в
закаленных сталях при их нагреве (отпуске).
А. С. Завьяловым было доказано, что первопричиной
необратимой отпускной хрупкости является выделение и обособление
цементита из решетки твердого раствора. Наличие в стали
водорода, азота и некоторых других примесей усугубляет это
явление, но не является ее причиной.
Важно обратить внимание на то, что после обособления
карбидов, когда идет их коагуляция (ГОТп>300 °С), охрупчивающее
действие карбидов прекращается — кривая КСи = /{Г0Тп)
монотонно идет вверх (рис. 8.24, а).
Разобравшись в причинах необратимой отпускной хрупкости
углеродистой стали, постараемся разобраться, чем можно
объяснить изменение ударной вязкости сталей, легированных карби-
дообразующими элементами (рис. 8.24, б).
Как видно из рис. 8.24, б, для этих сталей первый минимум
ударной вязкости имеет место при Го™ = 300 °С, второй — при
Готп = 500 °С.
Фазовый анализ показывает, что первый провал KCU в
легированных сталях связан также с обособлением от решетки
твердого раствора карбидов железа типа РезС. Поэтому первый
провал ударной вязкости при отпуске на 200...400 °С легированных
сталей подобен необратимой отпускной хрупкости углеродистых
сталей.
Л§ 23. Чем можно объяснить сдвиг необратимой отпускной хрупкости
легированных сталей (рис. 8.24, б) в сторону более высоких температур отпуска по
сравнению с углеродистой сталью (рис. 8.24, а)?
Ответ: см. с. 274.

Фазовый анализ показывает, что карбиды, выделяющиеся в
легированных сталях при температурах 400...570 °С, есть
легированные карбиды типа (Fe, Ме)зС или специальные карбиды типа
МеуСз, МебС и др. С повышением температуры отпуска
происходит увеличение доли специальных карбидов за счет
растворения сначала цементита, а потом и легированного цементита в
феррите.
В сложнолегированных сталях, содержащих карбидообразую-
щие элементы с различным сродством к углероду, образование
сложных или специальных карбидов происходит в значительном
интервале температур от 400 до 570 °С.
Установлено, что обратимая отпускная хрупкость возникает
при температурах, когда происходит обособление (выделение)
легированных или специальных карбидов из твердого раствора.
По своей физической природе как обратимая, так и
необратимая отпускная хрупкость сталей связана с процессом
обособления карбидов из твердого раствора. Взяв это за основу, можно
объяснить очень многие проблемы, связанные с разрушением
сталей, термически обработанных или подвергнутых тепловому
воздействию.
Таким образом появляется возможность разработать
профилактические меры предупреждения поломок, что является
главной задачей инженера, выбирающего материал и
устанавливающего оптимальные режимы его обработки.
№ 24. Хрупкое разрушение чаще всего происходит по периферийным
участкам бывших аустенитрых зерен. Чем это можно объяснить?
Ответ: 1) более интенсивной диффузией атомов в участках границ зерен,
см. с. 274; 2) из-за интенсивной диффузии в пограничных участках зерен эти
участки наиболее обогащены как лигирующими элементами, так и углеродом,
благодаря чему обособление карбидов с максимальной интенсивностью
происходит именно в этих участках, см. с. 274.
Исследование влияния других примесей в конструкционных сталях
перлитного класса показывает, что если количество их не превышает предела их
растворимости в феррите, то на отпускную хрупкость они влияния не
оказывают. Однако влияние может быть косвенное через углерод, если примеси
содействуют преимущественному сосредоточению атомов углерода в
пограничных зонах зерен (так влияют кремний, а также никель).
Примеси, которые содержатся в количествах, превышающих предельную
растворимость их в феррите (С, О, N, Н), выделяясь по границам зерна,
содействуют охрупчиванию. Когда сталь очищена от подобных примесей и имеет в
своем составе только углерод, то склонными к обратимой отпускной хрупкости
становятся те стали и сплавы на основе железа, в которых при температурах
около 500 °С содержится углерода больше, чем предельно растворимого в
феррите в данных условиях.
Установлено, что обратимую отпускную хрупкость вызывают такие карбиды,
которые, выделившись из твердого раствора, при данной температуре не
коагулируют. Нагрев до температуры, при которой происходит коагуляция
карбидов, не приводит к охрупчиванию стали.
Чтобы иметь представление, при каких температурах
происходит обособление карбидов (а значит, и появление отпускной
хрупкости), а также о температурах коагуляции карбидов, когда
отпускная хрупкость отсутствует, см. табл. 8.3 (по А. С.
Завьялову). Эти данные ориентировочные, так как состав карбидов,

Таблица 8. 3
Легирующий
элемент
*
Fe
Мп
Сг
Сг
Сг, Мо
Сг, Мо
Ni
Содержание
элемента в
стали,
% массы
Типы
образующихся
карбидов
Fe3C
>l,5(Fe, Mn)3C
0,8...1,7(Fe,Cr)3C
>2,0(Fe,Cr)7C3
(Fe,Cr)3C
(Сг, Fe)8C
0,8(Me3C)
Me23C6
Ме7С3
Температура, °С
начала

обособления
карбидов
200
200...300*
200...350*
500
250
425
250
550
600
450
охрупчива-
ния стали
200...300
300...475
500...550
300...500
300...500
425...550
300...500
575...625

коагуляции

карбидов
275
350
350
550
350
525
625


ладания

влияния

коагуляции
над


соблением
300
475
500
550
500
550
500
625
не


вающая
охруп-
чива-
ния
300
475
500
550
500
500
625
* Чем выше содержание в стали Сг, Мп, тем выше температура обособления
карбидов.
температура их образования и коагуляции зависят от многих
факторов, прежде всего от состава стали, температуры и времени
отпуска.
В частности, если при выборе материала по справочнику
окажется, что рекомендуемая температура отпуска стали попадает в
опасный интервал температур, следует проводить отпуск при
температуре, несколько отличной от рекомендуемой. В справочниках
для сталей, склонных к отпускной хрупкости второго рода,
рекомендуется охлаждение от температуры отпуска в воде или в
масле.
Однако, как видно из рис. 8.24, б, быстрое охлаждение хоть и
^снижает уменьшение ударной вязкости, но не подавляет ее
полностью. Кроме того, для крупных деталей трудно осуществить
быстрое охлаждение металла по всему сечению. Более
эффективно в этих случаях варьировать температуру отпуска или
использовать стали, в составе которых 0,2...0,3 % молибдена
или 0,5...0,7 % вольфрама, наличие которых значительно
уменьшает склонность к отпускной хрупкости.
№ 25. Решите, какой из приводимых режимов отпуска для крупных
деталей из хромоникель-молибденовых сталей является оптимальным для получения
изделия высокой надежности.
Ответ: отпуск при: 1) 550 °С с последующим быстрым охлаждением, см.
с. 274; 2) 650 °С, см. с. 274.

№ 26. Для изготовления относительно мелких ответственных деталей, от
которых требуются высокая износостойкость и статическая прочность, решено
использовать хромомарганцево-кремнистую сталь. Какой из приводимых режимов
отпуска после закалки может это обеспечить?
Ответ: отпуск при: 1) 250 °С, см. с. 274; 2) 400 °С, см. с. 274; 3) 180 °С,
см. с. 274.
Ниже приводятся некоторые рекомендации, которые могут
быть приняты во внимание для борьбы с отпускной (тепловой)
хрупкостью. При этом должно учитываться, при каких
температурах работают изделия.
1. Изделия, работающие при температурах ниже 300 °С. Для
них рекомендуется быстрое охлаждение после высокого отпуска;
использование сталей, имеющих 0,3...0,5 % Мо или 0,6...1,1 %W.
2. Изделия, которые работают при температурах выше 300°С,
т. е. когда может развиваться обратимая отпускная хрупкость.
Рекомендуются в сталях, легированных хромом и марганцем,
минимальное содержание некарбидообразующих элементов (Si,
Ni и др., содействующих диффузии углерода к границам зерен)
и возможно большая чистота!от примесей типа Р, N, Н, О и др.;
использование сталей, дополнительно легированных молибденом
(0,3...0,6%) или ванадием (0,7...1,2 %).
Охрупчиванию содействуют все факторы, которые облегчают
диффузию и выделение из твердого раствора карбидов (или
других избыточных фаз). Так, в феррите в районе сварного шва
после ускоренного охлаждения при температурах 700...600 °С
остается избыточное количество углерода, который даже при
номинальной температуре, а тем более при нагреве около 150...
200 °С будет выделяться в виде карбидов около границ зерен
феррита, вызывая охрупчивание. К этому же приводит
выделение азота в виде нитридов, особенно выделение водорода.
Так как пластическая деформация содействует диффузии, то
при наличии перенасыщенных фаз деформация может вызвать
выделение из них избыточного элемента и содействовать
охрупчиванию.
Но умело используя влияния теплового и деформационного
факторов на диффузию, можно достичь и обратного эффекта,
т. е. повышения вязкости материала.
№ 27. В качестве жаропрочных материалов для работы при температурах
550...600°С используются стали, содержащие хром и молибден. Время от
времени детали из этих материалов рекомендуется нагревать до 665 °С. Для чего это
делается?
Ответ: нагрев до 650 °С приводит: 1) к коагуляции карбидов, которые
выделялись из твердого раствора во время работы детали, и это приводит к
понижению хрупкости, см. с. 274; 2) к полному выделению избыточного углерода
из твердого раствора в виде карбидов; при дальнейшей работе они начинают
коагулировать и выделение дополнительного количества карбидов исключается.
Как следствие, сохраняется хорошая вязкость, см. с. 274; 3) к растворению
карбидов в твердом растворе и повышению вязкости, см. с. 274.
Таким образом, к решению любого вопроса следует
подходить диалектически: то, что в одном случае плохо, в другом
может быть хорошо. Но такой подход возможен только когда
инженер обладает хорошими знаниями сущности явлений.

Глава 9
ТЕХНОЛОГИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛИ
§ 9.1. ОСНОВНЫЕ СОСТАВЛЯЮЩИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО
ПРОЦЕССА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
При разработке технологии термической обработки
необходимо установить:
1) режим нагрева деталей или заготовок при термообработке,
т. е. температуру нагрева, допустимую скорость и время нагрева;
2) характер среды, где должен осуществляться нагрев, и ее
химическое действие на нагреваемый металл;
3) условия охлаждения;
4) производительность труда при термообработке;
5) экономичность выбранного технологического процесса.
При крупносерийном и массовом производстве на основе
разработанного технологического процесса выбирается необходимое
оборудование, которое, как правило, устанавливается в одну
линию в порядке последовательности технологических операций.
Такую установку называют агрегатом для термической
обработки. Максимальной механизации и автоматизации всех
производственных и транспортных операций достигают при включении
агрегатов для термической обработки в поточные линии
механических, кузнечных, штамповочных или других цехов. Это
сокращает и требуемые производственные площади.
Следует отметить, что только при максимальной механизации
и автоматизации производственного процесса можно точно
отработать все операции технологического цикла. Вследствие этого
брак может быть сведен до минимума, обеспечивается
максимальная производительность труда и экономичность производства.
При единичном и мелкосерийном производстве
технологический процесс должен разрабатываться с учетом имеющегося
оборудования.
Нагрев при термообработке. Условия нагрева определяются в
зависимости от нагревательных устройств. Ими могут быть
нагревательные печи топливные или электрические, соляные ванны
или ванны с расплавленным металлом. Нагрев может
осуществляться также пропусканием через изделие электрического
тока или применяется индукционный нагрев токами промышленной
или высокой частоты.
С точки зрения производительности нагрев необходимо
осуществлять с максимальной скоростью. Форсированный нагрев
уменьшает также окалинообразование, обезуглероживание
стали, рост аустенитного зерна. Однако при этом необходимо учесть
возникающий перепад температуры по сечению изделия,
вследствие чего в металле возникают термические напряжения,
которые могут усиливаться фазовыми напряжениями, если фазовые
превращения в разных сечениях протекают в разное время. Если

растягивающие внутренние напряжения превысят предел
прочности ав или предел текучести ат стали, то возможно коробление
или образование трещин.
Допускаемая скорость нагрева может быть тем выше, чем
менее легирована сталь, однороднее ее макро- и микроструктура,
проще конфигурация изделия и равномернее подвод теплоты к
нему. В табл. 9.1 приводится ориентировочная длительность
нагрева изделий для закалки.
Таблица 9. 1
Условия
нагрева
В электропечи
В пламенной печи
Продолжительность
нагрева на 1 мм сечения
(или толщины
изделия), с

круглого
40...50
35...40

квадратного
50...60
45...60


угольного
60...75
55...60
Условия
нагрева
В соляной
ванне
Продолжительность
нагрева на 1 мм сечения
(или толщины
изделия), с

круглого
12...15
6...8

квадратного
15...18
8...10
Щ
18...25
10...12
Ориентировочно для изделий из углеродистых
машиностроительных сталей выбирают скорость нагрева в печах 0,8... 1 мин
на 1 мм сечения (толщины пластины, диаметра цилиндра). При
нагреве в соляных ваннах время нагрева уменьшается в 2 раза,
в расплавленном свинце — в 3...4 раза. Скорость нагрева
легированных сталей меньше на 25...40%.
Время выдержки при заданной температуре нагрева по
практическим данным принимают равным /ъ времени нагрева.
Условия нагрева при массовом производстве отрабатываются
опытным путем.
Для определения времени нагрева выведены также эмпирические формулы.
Ниже приводится формула, предложенная Е. А. Смольниковым:
Тобщ = К\ —р-КфКк -\г ти.в,
где Тобщ — общая продолжительность нагрева, мин; К\ — коэффициент, завися-
V
щий от состава стали (табл. 9.2); — характеристический размер,
определяемый согласно табл. 9.3; Кф — критерий формы (табл. 9.2); К* —
коэффициент конфигурации детали (в пределах 0,46...0,65, для инструментов типа
плашек, торцевых фрез, для резьбонакатных роликов ножей и гладких тел, не
имеющих канавок, /Ск = 0,85... I); тив — продолжительность изотермической
выдержки при заданной температуре нагрева; для углеродистых сталей с 0,4.—..1,3 % С
Тив = 1 мин; для легированных сталей 40Х, X, ХВГ и др. ти.в = 1,5...3,7 мин;
для высокохромистых сталей (Х12, Х12Ф1) продолжительность изотермической
выдержки составляет 3,1...3,7 мин, для быстрорежущих сталей — 3,1...3,7 мин.
Значения коэффициента К (мин/см) даны в табл. 9.2.
Формулы для определения V/F и /Сф представлены в табл. 9.3.

Таблица 9. 2
Температура
нагрева,
°С
К
Углеродистые и
низколегированные* стали 455,
У8, 40Х, 9Х, X, ХГР
800 22,5
870
900
950
11,3
10,0
8,8
Температура
нагрева,
°С
К
Быстрорежущие**
стали Р18, Р12, Р9 и др.
1220
1250
1300
560***
5,1
4,8
4,1
10,3
Температура
нагрева,
°С
К
Высокохромистые**
среднелегированные
стали
1000 8,0
1050
1100
1150
7,4
6,7
6,0
* Предварительный подогрев до 400...500 °С и окончательный нагрев в соляной
ванне (78%ВС12 и 22 %NaCl).
** Предварительный нагрев до 860...880 °С и окончательный нагрев в расплаве
(100 %ВС12).
*** Нагрев при отпуске в расплаве (KN03).
Таблица 9.3
Тело
Шар
Куб
Длинный сплошной цилиндр
Прямая призма в виде
любых многогранников
Полый цилиндр, кольцо
Пластина (параллелепипед)
V/F
D/6
D/6
DH
4Я + 2d
DH
4Н + 2d
(D - d)h
4И + 2(D - d)
A-B-C
2(A-B + A-C + B-C)
Кф
1
1,4
1 1 О °n 1
1 1 lUtf i N + ,
Принятые обозначения: P — диаметр (диаметр вписанного круга), см; d —
внутренний диаметр, см; А, В, С — габаритные размеры, см; N — число граней; Н —
высота, толщина изделия, см.
Химическое действие на сталь нагревающей среды. В
большинстве случаев нагрев изделий осуществляется в печах с
газовой средой.
Составляющие газовой среды могут оказывать на сталь
различное воздействие: окисляющее (02 С02, Н20 (пар));
восстанавливающее (СО, Н2, СН4); обезуглероживающее (02, Н2, С02,
Н20); науглероживающее (СО, СН4); нейтральное (N2,
инертные газы, вакуум).
Окисление с образованием окалины Fe203 на поверхности
детали препятствует получению высокой и равномерной
твердости при закалке, приводит к изменению размеров изделий,
требует увеличения припусков на механическую обработку и введе-

ния трудоемких и вредных операций очистки. Наиболее типичные
реакции окисления стали
H20-f Fe*=*FeO + H2; (9.1)
С02 + Fe^FeO + CO. (9.2)
Направление хода этих реакций определяется отношением парциального
давления газов-окислителей к парциальному давлению газов-восстановителей.
Это отношение называется константой равновесия К. Для реакций (9.1) и (9.2)
Яььо Рсо,
Равновесие реакций (9.1) и (9.2) имеет место при минимальном значении
термодинамического потенциала G. Между К и G существует зависимость
lg* 4375Г-
При К>К\ или /С>/(г наблюдается окисление стали.
Построены теоретические кривые равновесия реакций (9.1) и (9.2) в
Зависимости от температуры. В соответствии с этими кривыми установлено, что для
большинства конструкционных сталей при нагреве до t « 1000 °С среда является
окислительной, когда
С02 Н20
__^0,4; -^0,7.
Для предотвращения окисления можно использовать газовые
смеси, в которых отношение окисляющих компонентов к газам —
восстановителям при данной температуре может изменяться в
широких пределах. Важно только, чтобы значения К были
меньше значений К\ и /(2.
Весьма большее влияние на свойства оказывает изменение
содержания углерода в поверхностных слоях при нагреве стали.
Обезуглероживание (выгорание углерода в поверхностном
слое металла) способствует появлению мягких пятен при закалке
и возникновению растягивающих напряжений в поверхностном
слое, резко снижающих усталостную прочность деталей.
Ниже приводится несколько типичных реакций
обезуглероживания:
2H2 + FeY(C)^Fe + CH4; (9.3)
H20 + Fe3C^H2 + CO + 3Fe; (9.4)
С02 + FeY(C)^ 2СО + 3Fe. (9.5)
Если подбор (и регулирование) газовой среды,
предотвращающей окисление, не представляет значительных трудностей, то
значительно сложнее обстоит дело с подбором и регулированием
состава атмосфер, предназначенных для предотвращения
обезуглероживания или же нежелательного науглероживания, так
как константы равновесия при заданной температуре должны
иметь точные значения, определяемые диаграммой равновесия.
Так, уменьшение содержания углерода в стали с 0,4 % С при 1000 °С будет
р'Ы рЪо> лл п
предотвращено только когда К\ = — = 27 и К2 = —г2 =400. При от-
^со м:н<

клонении от этих значений сталь будет обезуглероживаться или
науглероживаться.
Для борьбы с окислением и обезуглероживанием в условиях массового
производства широко используются специальные контролируемые атмосферы,
получаемые путем сжигания углеводородных газов с различными коэффициен
тами избытка воздуха (от 0,25 до 0,95).
В табл. 9.4 приведены данные о некоторых наиболее распространенных
защитных средах.
Таблица 9.4
Тип
атмосферы

Экзотермическая
(экзогаз)

Эндотермическая (эн-
догаз)
Условное

обозначение
атмосферы
ПС-09
ПС-06
ПСО-06
кг-во
Состав газа, об.%
СО
1,0
8...15
10
18...24
СО,
10
4...6
0,1
ДО 1,0
н2
1,0
10...20
16
32...40
СН4
1...2
1,5
до 1,5
№
88
57...77
72,4
38...44
Точка
росы,
°С*
-f-20
+20
-40
±20
Коэффициент
избытка
воздуха
0,9... 1,0
0,5...0,6
0,5...0,6
0,25...0,27
По точке росы определяется количество Н20 в атмосфере печи.
Экзотермическая атмосфера используется для борьбы с
окислением поверхности, однако от обезуглероживания сталей,
содержащих более 0,2 % углерода, эта атмосфера не предохраняет.
Для борьбы с обезуглероживанием применяется эндотермическая
атмосфера. Как было отмечено выше, состав этой атмосферы
должен регулироваться весьма точно. Для этого используется
автоматическое регулирование количества паров воды в
атмосфере, определяемое по точке росы, или содержание С02.
Эндотермическая атмосфера применяется не только для
защиты металла от обезуглероживания и окисления, но и для
проведения химико-термической обработки стали в газовой среде.
Для предохранения от окисления в условиях серийного
производства при термообработке инструмента нагрев можно
проводить также в соляных ваннах. Если требуется предотвратить
обезуглероживание, то ванны должны раскисляться.
Ниже приводятся состав некоторых соляных ванн, рабочая
температура и области их применения (табл. 9.5).
№ 28. Инструментальный цех завода изготовляет мелкие партии
инструментов, для которых не допускается выгорание углерода. Какой способ нагрева иод
закалку в этом случае был бы оптимальным?
Ответ: нагрев: 1) в контролируемой атмосфере, см. с. 278; 2) в периодически
раскисляемой соляной ванне, см. с. 278.
Основное оборудование термических цехов для термической
обработки. В СССР принята классификация термического
оборудования с буквенно-цифровым обозначением видов оборудования.
Первая буква обозначает вид нагрева (Г — газовый, С —
электрическое сопротивление, Т — пламенный, И — индукционный),
вторая буква показывает основной конструктивный признак (К—кон-

Таблица 9.5
Состав соли
ВаС12
78% BaCI2 + 22%NaCl
50 % NaCl + 50 % KCI
NaN03
50% NaNO2 + 50% KN03
50%NaNO2 + 50%KNO2
20%NaOH + 80%KOH

Температура

плавления, °C
960
640
670
310
220
150
140
Рабочая
температура, °C
1000... 1300
750...900
750...900
400...554
300...400
160...300
160...300
Область применения
Нагрев
высоколегированных сталей
Нагрев углеродистых
сталей под закалку
То же
Отпуск и ступенчатая
закалка (среда охлаждения)
вейерная, Н — камерная, Ш — шахтная, В — ванна, Д —
выдвижной под), третья буква — характер среды (А — азот, В —
вакуум, 3 — защитная атмосфера, С — соль, Ц — цементационный
газ), четвертая буква — агрегатность и другие признаки (А —
агрегат, Л — лабораторная, М — механизированная, Н —
непрерывного действия, П — периодического действия).
§ 9.2. КЛАССИФИКАЦИЯ ВИДОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКИ ПО А. А. БОЧВАРУ
По этой классификации различают следующие виды
термической обработки стали (см. рис. 8.1).
I группа. Отжиг первого рода. К этой группе относится
рекристаллизационный отжиг, а также диффузионный отжиг для
уменьшения дендритной ликвации стальных слитков и отливок.
II группа. Отжиг второго рода (с фазовыми
превращениями). Этот отжиг применяется для получения равновесной
структуры с целью снижения твердости, повышения
пластичности и вязкости стали; улучшения обрабатываемости; измельчения
зерна. Так как все стали, кроме эвтектоидной, имеют две
критические температуры А\ и Лз, то для них возможны два вида фазовых
отжига (полный отжиг с температурой нагрева выше
температуры А, и неполный отжиг, когда температура выше А,, но
ниже А*).
III группа. Закалка стали. Целью закалки является
получение неравновесной структуры и высокой твердости стали.
Структура, образующаяся при закалке стали, называется мартенситом.
Как и фазовый отжиг, закалка стали может быть полной или
неполной.
IV группа. Отпуск стали. Отпуском стали называется
нагрев закаленной стали ниже температуры точки А,. При этом
происходят превращения, уменьшающие степень неравновесности
структуры закаленной стали. Уменьшаются внутренние напряже-

ния, возникающие в процессе закалки; повышается вязкость и
пластичность.
Ниже более подробно рассматривается назначение и
технология этих видов обработки.
§ 9.3. ОТЖИГ СТАЛИ
Отжиг является весьма распространенной операцией
термической обработки сталей и чугунов. На рис. 8.1 приведены
температуры различных видов отжига для углеродистых сталей.
В зависимости от назначения режимы отжига могут быть весьма
различны.
Рекристаллизационный и смягчающий отжиг применяют для
устранения наклепа после холодной пластической деформации
(обработки давлением), а также для восстановления
пластичности, необходимой для дальнейшей обработки давлением
(например, промежуточные отжиги при волочении проволоки).
Отжиг, преследующий цель повышения деформируемости
(например, листовой стали в автомобилестроении), проводят при
650...670 °С после деформации около 20 %. Такой отжиг
обеспечивает при дальнейшей холодной вытяжке хорошую пластичность и
гладкую поверхность. (Не следует проводить отжиг после
деформации, близкой к критической, вызывающей рост зерна. При
дальнейшей деформации такой материал дает очень негладкую
поверхность).
Степень предварительной деформации и режим рекристалли-
зационного отжига являются способом регулирования величины
зерна. Этим особенно пользуются для таких сплавов, которые не
имеют фазовых превращений в твердом состоянии (например,
ферритные и аустенитные стали).
Следует отметить, что для сталей, работающих при обычных
условиях, наилучшим является мелкое зерно. Для повышения
жаропрочности предпочтительным являются стали с крупным
зерном.
При отжиге электротехнической листовой стали также
добиваются получения крупнокристаллической структуры,
улучшающей магнитные характеристики стали. Для снятия внутренних
напряжений в отливках, в сваренных деталях проводится отжиг
при температуре 650...700 °С. Для устранения термических
напряжений охлаждение до температуры 400...300 °С должно
проводиться медленно.
При отжиге пружин, навитых из «серебрянки» в холодном виде,
ограничиваются отжигом при 300 °С, при котором происходят
лишь явления возврата и снижаются внутренние напряжения.
Отжиг для снятия остаточных напряжений применяется для
отливок, сварных изделий, деталей после обработки резанием,
когда требуется высокая точность размеров (детали точных
станков, измерительного инструмента). Смягчающий отжиг
проводится в широком диапазоне температур 160...700 °С в зависимости

от назначения изделий. Отжиг для снятия сварочных напряжений
проводится при 650...700 °С; для снятия шлифовочных напряже
ний проводится отжиг при 160...180°С.
Диффузионный (гомогенизирующий) отжиг применяется для
устранения дендритной ликвации в слитках и отливках
(особенно из легированных сталей). Для этой цели проводится нагрев
при 1100... 1150 °С с длительной (12... 15 ч) выдержкой и
последующим медленным охлаждением. При этом образуется
крупнозернистая видманштеттовая структура, имеющая характерное
игольчатое строение феррита (см. рис. 8.4, а).
Для исправления структуры отливки после диффузионного
отжига подвергают полному фазовому отжигу для образования
нормальной структуры (см. рис. 8.4, б).
У сталей, склонных к ликвации, диффузионный отжиг
улучшает вязкость и пластичность в прокатанной или кованой
стали в направлении поперек волокна.
Отжиг с фазовой перекристаллизацией. Такой отжиг
применяется для получения равновесной ненапряженной структуры стали.
Он может быть полным или неполным. Полный отжиг
применяется для исправления структуры литой или кованой стали, если
последняя крупнозернистая (см. рис. 8.4, а).
Полный отжиг заключается в нагреве стали выше температуры
точки А, на 30...50 °С (см. рис. 8.1, а), выдержке при этой
температуре до полной перекристаллизации с последующим медленным
охлаждением. Скорость охлаждения углеродистой стали 150...
200 °С/ч; легированной стали — 30... 100 °С/ч.
Полный отжиг повышает прочность, пластичность и вязкость
литой стали. Прочность горячекатаной стали после отжига
несколько понижается.
Полный отжиг используется также для исправления
строчечной структуры (рис. 9.1, а), образующейся в малоуглеродистой
стали при слишком низкой температуре (между точками А\ и Л3)
окончания горячей обработки давлением. Нагрев выше
температуры точки А. и последующее несколько ускоренное охлаждение
устраняют или в значительной степени подавляют образование
полосчатости (рис. 9.1, б).
Такой отжиг также применяется для улучшения
обрабатываемости резанием доэвтектоидных сталей. Оптимальная структура
утих сталей для механической обработки — тонкопластинчатый
перлит с сеткой феррита (обеспечивается хорошее качество
поверхности и стойкость инструмента).
Неполный отжиг заключается в нагреве стали выше
температуры точки А,, но ниже А3, выдержке и последующем медленном
охлаждении. Такой отжиг для доэвтектоидных сталей применяется
после правильно выполненной горячей обработки давлением,
когда не требуется исправление всей структуры заготовки. При
этом отжиге фазовое превращение испытывает только перлитная
структурная составляющая стали. Одновременно достигается
снятие внутренних напряжений. Так как температуры неполного от-

Рис. 9.1. Структура малоуглеродистой стали:
а — строчечная после прокатки; б — после отжига
жига ниже, чем полного, то неполный отжиг более экономичен.
Неполный отжиг применяется также для получения зернистого
перлита в структуре заэвтектоидных инструментальных сталей.
Это необходимо для улучшения их обрабатываемости резанием.
Кроме того, в стали с исходной структурой зернистого перлита при
закалке обеспечивается повышенная вязкость.
При сфероидизирующем отжиге сталь нагревают немного выше
температуры точки А,, выдерживают при этой температуре,
медленно охлаждают до температуры 620...680 °С, а затем на воздухе.
Для ускорения сфероидизации иногда проводят маятниковый
отжиг с периодическим колебанием температуры около точки А\.
В структуре заэвтектоидной стали недопустимо образование
сетки избыточного цементита. При наличии в структуре стали
цементитной сетки перед отжигом производится нормализация
стали.
Изотермический отжиг заключается в нагреве стали выше
температуры точек Ас* или А,, выдержке при этой температуре до
полного завершения фазовых превращений и перенесении изделий
в соляную ванну или в печь с температурой на 120... 180 °С ниже
температуры точки А,, где осуществляется выдержка до полного
распада аустенита. Этот вид отжига экономичней обычного и
обеспечивает получение более стабильных результатов, так как
контролировать температуру легче, чем скорость охлаждения.
Образование однородной ферритно-цементитной смеси
происходит при постоянной температуре по всему сечению изделия.
Поэтому изотермический отжиг применяется часто, особенно для
легированных сталей.
Нормализация стали. При нормализации сталь нагревают
выше температуры точек АСл или АСт на 30...50 °С (рис. 9.2). После
выравнивания температуры по всему сечению детали
охлаждаются на спокойном воздухе. Таким образом, по режиму
нормализация является промежуточной операцией между отжигом и

закалкой. Основной целью
нормализации является получение
мелкозернистой однородной
структуры; устранение цементитной сетки
в структуре заэвтектоидной
стали; частично снятие внутренних
напряжений и наклепа;
улучшение штампуемости и
обрабатываемости резанием.
Нормализация иногда является также
предварительной операцией перед
окончательной термической
обработкой. Низкоуглеродистая сталь
после нормализации имеет
мелкозернистую структуру феррита и
перлита. Поэтому нормализация
этих сталей обычно используется
вместо отжига с фазовой перекристаллизацией, как более
экономичная термическая обработка. Структура среднеуглеро-
дистой стали после нормализации состоит из феррита и сорбита,
поэтому прочность и твердость выше, чем после отжига этих
сталей.
Нормализация во многих случаях является окончательной
термической обработкой детали.
Нормализации часто подвергают стальные отливки, поковки
и штамповки.
№ 29. Стальной лист после холодной вытяжки и рекристаллизационного
отжига получил крупнокристаллическое строение. Как можно исправить этот
дефект?
Ответ: подвергнуть листы: 1) полному отжигу, см. с. 271; 2) неполному
отжигу, см. с. 275; 3) нормализации, см. с. 275.
Необходимо отметить, что для легированных сталей по структуре в
нормализованном состоянии производится их дополнительная классификация по Гийе. По
этой классификации различают стали перлитного, мартенситного и аустенитного
класса.
Если при охлаждении (на воздухе) из аустенита образуется перлит, сорбит
или троостит, то имеем сталь перлитного класса. Если образуется
мартенсит, то такие стали относятся к мартенситному классу. Если
сталь после охлаждения имеет аустенитную структуру, то она относится к а у-
стенитному классу.
Если при нормализации легированных сталей получают
излишне повышенную твердость, то после нормализации следует
проводить высокий отпуск при 650 °С, что обеспечивает
улучшение обрабатываемости резанием.
§ 9.4. ЗАКАЛКА СТАЛИ
Как было установлено ранее, при закалке сталь
нагревается выше критической температуры и затем охлаждается со
скоростью, равной или выше критической, необходимой для
получения неравновесной структуры — мартенсита закалки. Эта
операция термической обработки является весьма распространенной
Рис. 9.2. Оптимальный интервал
закалочных температур углеродистой
стали

и наиболее ответственной. В связи с этим необходимо уделить
особое внимание правильному выбору основных параметров
технологии закалки.
Выбор температуры закалки производится в зависимости от
температуры критических точек (рис. 9.2). При этом доэвтектоид-
ные стали нагреваются выше температуры точки А, на 30...40 °С.
Нагрев этих сталей выше температуры точки А,, но ниже А,
недопустим, ибо при последующем охлаждении с критической
скоростью образуется смесь структур мартенсита закалки и
феррита. Из-за низкой твердости феррита (80НВ) твердость стали
после закалки будет существенно понижена. Для заэвтектоидных
сталей оптимальной является температура нагрева выше
температуры точки АС1 на 30...40 °С. После охлаждения с критической
скоростью образуется структура мартенсита закалки и
вторичного цементита. При таком сочетании структурных составляющих
обеспечивается максимальная твердость стали после закалки,
так как твердость цементита (750НВ) даже выше, чем твердость
мартенсита высокоуглеродистой стали (700НВ).
Необходимо учитывать, что при нагреве выше температуры
точки Ас\ заэвтектоидных сталей (при неполной закалке)
оптимальные результаты будут получены только в том случае, если
выделения вторичного цементита имеют зернистую
(сфероидальную) форму. Выделения цементита в виде сетки по границам
зерен недопустимы, так как заэвтектоидная сталь после закалки
в этом случае будет хрупкой. Поэтому заэвтектоидные стали для
получения качественной исходной структуры перед закалкой
обязательно подвергают отжигу — сфероидизации. Твердость
мартенсита закалки зависит от содержания углерода (см. рис. 8.20).
№ 30. Чем объясняется, что твердость заэвтектоидной стали после полной
закалки с увеличением количества углерода в стали понижается (кривая / на
рис. 9.3)?
Ответ: 1) твердость мартенсита в заэвтектоидной стали понижается с
увеличением содержания углерода в стали см. с. 275; 2) в структуре закаленной
высокоуглеродистой стали наряду с мартенситом имеется остаточный аустенит,
количество которого увеличивается с увеличением содержания углерода в
стали, см. с. 275.
№ 31. Чем можно объяснить целесообразность неполной закалки
заэвтектоидных сталей?
Ответ: 1) неполная закалка изделий из этих сталей обеспечивает
максимальную твердость и износостойкость их, см. с. 275; 2) более простой технологией и
меньшей стоимостью процесса закалки, см. с. 275.
Как видно из рис. 9.3,5, твердость заэвтектоидной стали после
неполной закалки с увеличением количества углерода несколько
повышается. Это объясняется тем, что количество очень твердого
цементита увеличивается в структуре после закалки. Так как
содержание углерода в мартенсите заэвтектоидных сталей
практически одно и то же, то для разных по составу сталей твердость
мартенсита заэвтектоидных сталей одинакова.
Температуры для закалки легированных сталей берут из
справочников.

Что касается режима нагрева и нагревательных сред при
закалке, то здесь необходимо руководствоваться данными,
которые были рассмотрены в начале этой главы.
Скорость охлаждения при закалке. Наиболее ответственной
операцией при закалке является охлаждение, которое должно
осуществляться со скоростью выше критической для получения
структуры мартенсита.
Критическая скорость закалки Кк для данной стали
определяется по термокинетической диаграмме состояния.
При больших скоростях охлаждения при закалке возникают
внутренние напряжения, которые могут привести к короблению
или растрескиванию деталей. Поэтому нужно иметь ясное
представление о механизме образования внутренних напряжений,
чтобы успешно их регулировать и предотвращать образование
брака.
Внутренние напряжения при закалке стали. Ниже
рассматриваются внутренние напряжения, уравновешиваемые в пределах
макроскопических частей тела. Такие напряжения называются
напряжениями первого рода. Напряжения первого рода
ответственны за искажение формы (коробление) и образование
трещин в деталях при термообработке.
Причинами возникновения внутренних напряжений являются
различие температур по сечению изделия при охлаждении и
разновременное протекание фазовых превращений в разных
участках изделия. Образующиеся от этих причин напряжения
соответственно называются термическими и фазовыми напряжениями.
Ниже рассмотрим механизм образования каждого из этих
Рис. 9.3. Изменение твердости закаленной стали в
зависимости от содержания углерода:
/ — закалка от температуры нагрева выше температуры точки Асъ\
2 — твердость мартенсита; 3 — закалка от температуры нагрева
выше температуры точки Ас\

Рис. 9.4. Изменение
температуры на поверхности
2 в центре / стального
шара диаметром 25 мм
при охлаждении от 875 °С
в воде; кривая разности
температур между
центром и поверхностью 3
видов напряжений. Растягивающие
напряжения отмечают +о, сжимающие —о
Термические напряжения. На рис. 9.4. показано
изменение температуры на поверхности (кривая б)
и в центре (кривая а) стального шарика диаметром
25 мм при охлаждении от 875 °С в воде. Кривая
в показывает разность (перепад) температур между
центром и поверхностью шарика при охлаждении.
№ 32. Исходя из рис. 9.4, установите, какие
напряжения возникают в поверхностных слоях
шарика после 0,8 с от начала охлаждения.
Ответ: см. с. 275.
Возникновение остаточных напряжений связано
с неравномерной деформацией материала в разных
участках тела при изменении температуры.
Таким образом, рассмотрен характер
напряжений и деформаций, которые связаны только с
различием температур по сечению тела.
Фазовые напряжения и связанные с этим
деформации детали. Возникновение фазовых
напряжений при закалке, когда аустенит превращается
в мартенсит, обусловлено тем, что мартенсит имеет
значительно больший, объем, чем аустенит.
Рассмотрим, что будет происходить при
охлаждении того же стального шарика при превращении
А-*М. Влияние термических напряжений пока условно игнорируем.
Когда температура поверхности шарика достигнет температуры Мн,
начинается процесс А->М, который связан с увеличением объема поверхностных слоев,
чему препятствует материал внутри шарика.
При образовании некоторого количества мартенсита в поверхностном слое
шарика в нем возникают напряжения сжатия. Благодаря этим напряжениям
и наличию еще не превращенного аустенита в поверхностном слое происходит
некоторое пластическое сжатие материала.
№ 33. Какие напряжения будут возникать по сечению шарика, когда jio
всему объему образовалась мартенситная структура?
Ответ: см. с. 275.
В результате фазового превращения А->М по сечению детали возникают
напряжения и деформации противоположного знака термического
происхождения. На рис. 9.5, б показаны изменение формы тела (цилиндра) от фазовых
напряжений, а также фазовые
напряжения после окончания
превращения А-*М.
Суммарные напряжения
при закалке стали. При
закалке термические и
фазовые напряжения
алгебраически складываются.
На рис. 9.6, а...г
показаны эпюры напряжений
различного происхождения,
образующиеся при закалке
образца крупного сечения.
При этом не учтено, что
в процессе закалки образо-
Рис. 9.5. Схема деформации образца при
термообработке:
а — начальная форма; б — деформация
образца от фазовых напряжений; в
—деформация образца от термических напряжений
(Нахимов)

вание структуры закалки по сечению изделия может происходить
в различной последовательности в зависимости от изменения
температуры критических точек при разных скоростях
охлаждения. Это приводит к неравномерности распределения фазовых
составляющих по сечению изделия на различных стадиях
охлаждения. Поэтому на разных этапах охлаждения эпюра остаточных
напряжений может существенно изменяться. Так, например,
в первый момент охлаждения на поверхности от термических
напряжений- образуются остаточные напряжения растяжения.
В связи с необходимостью уравновешивания остаточных
напряжений в сердцевине в конце охлаждения на поверхности
возникнут сжимающие остаточные напряжения, обусловленные только
неравномерностью распределения температур, а не фазовыми
превращениями (рис. 9.6, а). На рис. 9.6, б показаны только
фазовые напряжения после охлаждения без учета
неравномерности распределения структуры..
Эпюра на рис. 9.6, в характеризует напряжения, вызванные
неоднородностью распределения структуры по сечению, а на
рис. 9.6, г характеризует суммарные напряжения по сечению
детали для данного конкретного случая.
Для предупреждения образования трещин при закалке
необходимо избегать в первую очередь растягивающих напряжений
в поверхностных слоях изделия. Следует отметить, что даже в
том случае, если эти напряжения ниже предела прочности,
они весьма опасны при эксплуатации детали, так как при этом
понижается сопротивление материала нагружению и резко
снижается предел выносливости при циклическом нагружении.
№ 34. Исходя из рис. 9.6, а...г, подумайте, какой режим охлаждения при
закалке содействует предотвращению закалочных трещин в поверхностном слое
детали.
Ответ: см. с. 275.
На величину и характер распределения внутренних
напряжений при закалке помимо режима охлаждения оказывает
влияние температура нагрева под закалку. Перегрев при закалке
повышает в большей степени фазовые напряжения по сравнению
с термическими. Поэтому перегрев содействует образованию
закалочных трещин, увеличению деформации. Распределение
Рис. 9.6. Схема напряжений по сечению детали при закалке:
а — термические напряжения; б — фазовые напряжения; в — напряжения
от неоднородности структуры; г — суммарные напряжения (Нахимов)

напряжений при закалке зависит также от размера и формы
изделия, состава стали, прокаливаемости, исходной структуры
стали.
Закалочные среды и способы закалки стали. Целью закалки
является получение март'енситной структуры. Учитывая влияние
режимов охлаждения на внутренние напряжения, можно сделать
вывод, что оптимальным режимом охлаждения при закалке для
стали с представленной С-образной кривой превращения
аустенита является режим / (рис. 9.7).
Во избежание распада аустенита в области образования тро-
остита скорость охлаждения в интервале температур 650...
400 °С должна быть высокой. Вместе с этим в интервале
температур мартенситного превращения ниже точки Мн (300...200 °С)
скорость охлаждения должна быть низкой. Это необходимо для
снижения фазовых напряжений и для предотвращения
образования трещин от термических напряжений в хрупком мартенсите.
Рассмотрим, в какой степени наиболее распространенные
охлаждающие среды (вода и масло) удовлетворяют поставленным
условиям.
Для жидкостей, температура кипения которых ниже температуры
охлаждаемого тела, при погружении в них нагретого тела различают три периода, которые
характеризуются различной интенсивностью охлаждения.
Рис. 9.7. Схема режимов охлаждения при различных
способах закалки:
/ — идеальный режим охлаждения; 2 — непрерывная закалка в
одном охладителе; 3 — прерывистая закалка в двух средах; 4
—ступенчатая закалка; 5 — изотермическая закалка

1. В первый период, после погружения нагретого тела в жидкость, вокруг
него образуется паровая рубашка. Этот период называется пленочным
кипением. Скорость охлаждения при пленочном кипении относительно мала.
2. Разрушение паровой рубашки создает контакт охлаждающей среды с
металлом и интенсивное испарение жидкости, для чего затрачивается много
теплоты, и интенсивность охлаждения резко возрастает. Этот период пузырчатого
кипения.
3. При температуре кипения жидкости охлаждение осуществляется
конвективным теплообменом и скорость охлаждения уменьшается.
Вода. Пленочное кипение воды простирается на интервал тем-
тератур 650...400 °С, и чистая вода охлаждает в этом интервале
температур не с максимальной скоростью. Для ускорения
охлаждения рекомендуется перемещать изделия в воде, что улучшает
теплообмен.
При температурах 300...200 °С происходит пузырчатое
кипение и вода охлаждается слишком быстро. Установлено, что
повышение температуры воды создает еще более неблагоприятные
условия охлаждения при температурах 300...200 °С, Недостатки
при охлаждении в воде несколько меньше у водных растворов
щелочей, солей и кислот. У этих жидкостей почти нет периода
пленочного кипения и скорость охлаждения при 300...200 °С
меньше, чем у чистой воды.
Поэтому в ряде случаев рационально использовать в качестве
закалочных сред не чистую воду, а водные растворы щелочей,
солей или кислот.
Масло. Положительной особенностью масла является низкая
скорость охлаждения (300...200 °С). В ряде случаев
(легированные стали) скорость охлаждения при закалке в масле при
650...400 °С может быть достаточной для предотвращения
распада аустенита. Возможность использования масла при закалке
обеспечивает уменьшение брака от трещин. Для углеродистых
сталей скорость охлаждения в масле в интервале температур
650...400 °С недостаточна для предотвращения распада
аустенита.
Для получения оптимальных результатов при закалке
разработаны различные способы охлаждения.
№ 35. Чем объясняется меньшая возможность образования закалочных
трещин при применении масла в качестве закалочной среды?
Ответ-, см. с. 275.
Так как реальные охлаждающие жидкости имеют режимы
охлаждения, значительно отличающиеся от идеального режима
(рис. 9.7, /), то приходится применять различные способы
охлаждения при закалке стали, которые рассмотрены ниже.
1. Закалка в одном охладителе (простая
непрерывная закалка) (рис. 9.7, 2). Этот метод наиболее прост и
широко применяется. Для закалки мелких деталей сечением до
5 мм из углеродистых сталей и деталей большего диаметра из
легированных сталей в качестве закалочной среды применяют
масло. Для более крупных, но простых по форме деталей из
углеродистой стали в качестве закаливающей среды применяют воду

или водные растворы щелочей. В качестве закалочных сред при
этом способе рекомендуется в инструментальном производстве
5...15 %-ный раствор NaCl в воде. Для изделий сложной формы,
склонных к короблению и трещинообразованию, рекомендуется
40...50 %-ный раствор NaOH в воде. Эти растворы
обеспечивают скорость охлаждения при температурах 750...550 °С до
1400 град/с. При температурах 300...200 °С скорость их
охлаждения приближается к скорости охлаждения в масле. Для
легированных сталей повышенной прокаливаемости рекомендуется
40...50 %-ный раствор NaOH. Для сталей и пониженной прокали-
ваемостью рекомендуется 5...15 %-ный водный раствор NaOH
(о прокаливаемости см. § 9.5).
Для крупных изделий сложной формы, изготовленных из
сталей с большой устойчивостью аустенита (с высокой прокалива-
емостью), типичными закалочными средами являются чистые
минеральные масла или их смеси, например 50 %-ная смесь
индустриальных масел 12 и 20.
2. Закалка в двух средах (прерывистая закалка)
(рис. 9.7, 3). Этот метод заключается в предварительном
охлаждении детали в более резком охладителе (например, в воде)
до температуры ~300 °С с последующим охлаждением в более
мягкой среде (например, в масле).
Прерывистая закалка в двух средах обеспечивает
приближение к оптимальному режиму охлаждения /. Недостатком
прерывистой закалки является трудность установления момента
переноса изделия из одной среды в другую для различных изделий,
имеющих, как правило, различную толщину по сечению.
3. Ступенчатая закалка (рис. 9.7, 4). При этом
способе деталь после нагрева переносят в среду с температурой
несколько выше температуры точки Мн, выдерживают в ней до
выравнивания температуры по всему сечению и дальнейшее
охлаждение осуществляют на воздухе. При ступенчатой закалке
при 180...200°С широко используются специальные масла,
обладающие высокой температурой вспышки, например цилиндровое
6 или 5 (вапор). При ступенчатой закалке превращение А-*М
ввиду предварительного выравнивания температуры по сечению
изделия протекает по всему сечению практически одновременно.
Вследствие этого фазовые напряжения невелики, уменьшается
склонность к образованию трещин и снижается деформация при
закалке. Применение ступенчатой закалки ограничивается
размерами деталей: 10... 12 мм для деталей из углеродистой стали и
20...30 мм для деталей из легированных сталей.
4. Изотермическая закалка (рис. 9.7, 5).
Отличием этого вида закалки от ступенчатой является длительность
выдержки выше температуры точки Мн в нижней части области
промежуточного превращения. Время выдержки должно быть
достаточно для превращения аустенита в нижний бейнит.
Превращение А->-Б углеродистых сталей идет практически до конца,
и в результате превращения образуется структура нижнего бей-

нита. При промежуточном превращении легированных сталей
наряду с бейнитом сохраняется остаточный аустенит (10...20 %).
Такая структура обеспечивает высокую прочность, пластичность
и вязкость стали, т. е. высокую конструктивную прочность.
Вместе с этим значительно снижается деформация изделий
вследствие ликвидации термических напряжений. Фазовые
(структурные) напряжения также уменьшаются в связи с тем,
что превращение аустенита в бейнит происходит постепенно в
течение длительного времени. Поэтому для легированных сталей
изотермическая закалка находит довольно широкое применение.
Для охлаждения при изотермической закалке обычно
используются расплавленные соли и щелочи разного состава.
Охлаждение в расплавах щелочей (если нагрев под закалку
производить в хлористых солях) позволяет получить чистую поверхность
после термообработки. Такой способ закалки называется светлой
закалкой.
5. Закалка с самоотпуском применяется для
закалки инструмента типа зубил, молотков, кернов, которые
должны сочетать высокую твердость и вязкость.
Сущность этой закалки заключается в том, что изделия
выдерживают в закалочной ванне не до полного охлаждения. Их
извлекают из охладителя, когда внутренние слои еще достаточно
нагреты. За счет внутренней теплоты происходит нагрев
поверхностных слоев изделия до нужной температуры, т. е. самоотпуск
закаливаемого изделия.
Обработка стали холодом. Высокоуглеродистые и многие
легированные стали имеют температуру точки Мк ниже 0 °С.
Поэтому после закалки в структуре стали наблюдается наряду с
мартенситом остаточный аустенит, который снижает твердость и
ряд других свойств стали. Для устранения остаточного аустенита
проводят дополнительное охлаждение детали в области
отрицательных температур до температуры несколько ниже тейв^ратуры
точки Мк стали. Обычно для этого используется сухой лед.
Такая обработка называется обработкой стали
холодом. Обработку холодом необходимо проводить сразу после
закалки, иначе аустенит стабилизируется и эффект обработки
будет незначителен. Увеличение твердости после обработки
холодом обычно составляет 1...4HRC. После обработки холодом
дают низкий отпуск.
§ 9.5. ЗАКАЛИВАЕМОСТЬ И ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
Эти два понятия характеризуют важные свойства стали. Под
закаливаемостью понимают способность стали к получению
максимальной твердости при закалке.
№ 36. От чего зависит закаливаемость стали?
Ответ: см. с. 275.
Главным фактором, определяющим закаливаемость, является
содержание углерода в стали.

Под прокаливаемостью понимают способность стали получить
закаленный слой с мартенситной или трооститно-мартенситной
структурой на определенную глубину.
Характеристикой прокаливаемости служит критический
диаметр Ьк, т. е. наибольший диаметр цилиндра из данной стали,
который в результате закалки получит мартенситную или полу-
мартенситную структуру в центре образца. Полумартенситная
структура содержит 50 % мартенсита и 50 % троостита. В этом
случае DK обозначается D5o. Однако часто важно знать
значение диаметра, где содержание мартенсита значительно выше:
95 и 99,9 %. В этих случаях DK обозначают D95 и D99<9. Вопрос
о прокаливаемости возникает потому, что скорость охлаждения
по сечению закаливаемой детали различная: она максимальная
на поверхности, уменьшается в более глубоких от поверхности
слоях и минимальная в центральной части детали (рис. 9.8).
Наиболее ясное представление о возможном разнообразии
образующихся по сечению детали структурах после закалки
можно получить из рис. 9.9, если предположить, что скорость
охлаждения от поверхности детали к середине изменяется от vn
до vc.
№ 3. Какая структура образуется по сечению образца из эвтектоидной
стали, если скорость охлаждения по сечению изменялась от V„ на поверхности до
V2 в центре (см. рис. 9.8, а)?
Ответ: см. с. 275.
Естественно, что твердость по сечению детали, не имеющей
сквозной прокаливаемости, будет неодинаковая, например для
стали с 0,8 % С может быть 65HRC на поверхности и 15HRC в
центре. После отпуска, когда можно выровнять твердость по
сечению, ряд других свойств (особенно ударная вязкость аИ и
предел текучести ат) в непрокалившихся участках сечения
оказываются заведомо сниженными. На рис. 9.10 показаны схемы кривых
изменения свойств по сечению у непрокалившегося образца (а) и
Рис. 9.8. Схема изменения ско- Рис. 9.9. Схема структур
рости охлаждения от vn на по- по сечению после закалки
верхности до vc в середине
цилиндра при закалке

образца со сквозной прокаливае-
мостью (б) после отпуска. Низкие
значения ударной вязкости в непро-
калившихся участках детали
обусловлены тем, что в этих участках
будут пластинчатые, а не
сфероидальные частицы цементита.
Для машиностроительных
деталей ответственного назначения,
которые работают в жестких условиях
нагружения (на разрыв и особенно
на удар), а также для деталей типа
пружин, рессор и подавляющего
большинства инструментов
требуется, чтобы после закалки структура
по всему сечению состояла из 100 %
мартенсита, что обеспечит
однородную структуру и высокие свойства
после отпуска.
Для деталей машин, работающих
в условиях менее жесткого
нагружения (в основном на изгиб и
кручение), в последнее время за критерий
прокаливаемости принимается 100 % мартенсита на глубине
0,5 радиуса детали.
Таким образом, для конструктора, выбирающего материал
для детали, знание процесса прокаливаемости (критического
диаметра D) стали весьма важно.
Рассмотрим прокаливаемость методом торцевой закалки.
При этом методе стандартный образец (/=100 мм, 0 25 мм)
из исследуемой стали подвергают охлаждению струей воды
только с торца. Естественно, что скорость охлаждения по удалению
Рис. 9.10. Схема
изменения механических свойств
по сечению после закалки
и отпуска на одинаковую
твердость:
а — образец с неполной про-
каливаемостью; б —
полностью прокалившийся
образец (прокалившаяся зона
заштрихована)
Рис. 9.11. Кривые изменения твердости в зависимости от расстояния от
охлаждаемого торца:
а — углеродистой стали (0,3 % С); б -- легированной стали (0,3 % С, 1,27 % Si и
0,87 % Сг)

Рис. 9.12. Зависимость твердости полу-
мартенситной структуры HRC 50 от
содержания углерода в стали
от торца будет уменьшаться, соответственно уменьшается и
твердость (рис. 9.11, а, б).
На рис. 9.12 приведена кривая, показывающая зависимость
твердости полумартенситной структуры HRC50m от содержания
углерода в стали (HRC50m легированной стали при равном
содержании углерода выше не более чем на 5 единиц). Из рисунка
определяем, что для стали с 0,3 % С HRC5om = 37, для стали
ЗЗХС HRC50m = 42. Отложив по оси ординат на рис. 9.11, а, б
значения твердости HRC60m = 37 и HRC50v\, проводим
горизонтали до пересечения с кривыми HRC — расстояние от торца.
Рис. 9.14. Полосы прокаливаемости сталей
Рис. 9.13. Диаграмма для
определения ускоренным методом
критического диаметра D5o стали

Спроецировав полученные точки
пересечения на ось расстояний,
получим, что расстояние до полумартен-
ситной зоны для углеродистой стали
составляет ~4 мм, для
легированной стали ~10 мм. Для определения
D5o используем диаграмму,
приведенную на рис. 9.13. Отложим по
оси абсцисс найденные расстояния
и из полученных точек восставим
перпендикуляры до кривой «вода».
Из полученных точек пересечения
проводим горизонтали до
пересечения с осью ординат и находим, что
при закалке в воде D50
углеродистой стали с С = 0,3 %
составляет около 20 мм, для легированной D5o = 40 мм.
Так как свойства стали одной и той же марки могут
колебаться в довольно широких пределах, то в справочной
литературе приводятся полосы прокаливаемости, т. е. данную марку стали
характеризуют минимальный и максимальный критические
диаметры (рис. 9.14).
В ответственных деталях, работающих на разрыв в ударный
изгиб, необходимо, чтобы по всему сечению при закалке
образовалась мартенситная структура. В этом случае структуры,
образующиеся при распаде мартенсита в процессе отпуска, имеют
высокий комплекс механических свойств. Чтобы определить
критические диаметры для стали с содержанием 95 % М (D95) и
99,9 % (D99,9), нужно пользоваться графиком на рис. 9.15.
Из рис. 9.15 видно, что по значению Dso, т. е. критического
диаметра с 50 % мартенсита и 50 % троостита, можно
определить D95 и D999-
На прокаливаемость влияет много факторов: состав аустени-
та (все элементы, растворяющиеся в аустените, за исключением
Со, увеличивают стабильность аустенита, сдвигают вправо С-об-
разные кривые распада аустенита и увеличивают,
прокаливаемость); с ростом зерна аустенита прокаливаемость также
увеличивается; увеличение неоднородности аустенита и наличие
нерастворимых частиц (оксиды, карбиды) в аустените ускоряют
распад аустенита и уменьшают прокаливаемость.
№ 38. Какие из приводимых в ответах мероприятий следует использовать,
чтобы повысить прокаливаемость и получить высокие свойства изделия по всему
сечению?
Ответ: 1) провести нагрев под закалку при повышенных температурах,
благодаря чему и повысится однородность аустенита, см. с. 275; 2) использовать
взамен углеродистой легированную сталь, см. с. 275.
Рис. 9.15. График для
определения D95, £99.9 по значению D5.»

§ 9.6. ОТПУСК СТАЛИ
Отпуск является заключительной операцией термической
обработки. При отпуске формируются окончательная структура и
свойства изделия. Уменьшаются или устраняются внутренние
закалочные напряжения, повышаются вязкость и пластичность.
Длительность отпуска принимается 1...6 ч в зависимости от
размеров детали. Однако исследования влияния длительности
отпуска на ударную вязкость показывают, что увеличение времени
отпуска существенно снижает ударную вязкость. Поэтому
Я. М. Потак отмечает, что необходимо всемерно
популяризировать среди термистов применение отпусков с минимальной
длительностью. Уменьшение выдержки должно компенсироваться
несколько более высокой температурой нагрева. Для получения
быстрого и равномерного прогрева при кратковременных
отпусках следует широко применять отпуск в жидких средах.
Высоких скоростей нагрева при отпуске достигают
использованием электронагрева токами высокой частоты. Гриднев,
Мешков и другие отмечают возможность сокращения времени
отпуска в десятки и даже в сотни раз. При этом отмечается
повышение предела текучести, ат и предела прочности ав стали.
При выборе температуры отпуска необходимо иметь в виду,
что при монотонном изменении предела текучести, предела
прочности ат, ав, относительного удлинения б, относительного
сужения W и твердости HRC с изменением температуры отпуска
ударная вязкость щ изменяется не монотонно. Провалы ударной
вязкости связаны с отпускной хрупкостью стали. Некоторое
снижение ударной вязкости при температурах отпуска 200...300 °С —
отпускная хрупкость первого рода — наблюдается как у
углеродистых, так и у легированных сталей. Отпускная хрупкость после
высокого отпуска (обратимая отпускная хрупкость) свойственна
легированным сталям, в составе которых имеются карбидооб-
разующие элементы.
При быстром охлаждении от температуры отпуска частично
подавляется выделение карбидной фазы. (Поэтому в
справочниках для сталей, подверженных обратимой отпускной хрупкости,
за указанием температуры отпуска ставится буква «в» или «м».
Это значит, что охлаждение следует производить в воде или
масле.) Однако исследования А. С. Завьялова показывают, что
отнюдь не всегда такое охлаждение ведет к устранению отпускной
хрупкости (см. рис. 8.24). Кроме того, для массивных деталей
достичь быстрого охлаждения практически очень трудно. Другим
средством борьбы с отпускной хрупкостью является
использование сталей, в состав которых входит Мо или W (хотя
некоторые авторы указывают на нежелательность повышенного
содержания Мо в составе деталей для изделий крупного сечения).
В табл. 8.3 приведены значения температур отпуска, при которых
наблюдается отпускная хрупкость и выше которых охрупчивание
не наблюдается. Поэтому при выборе режима отпуска следует

проверить по таблице, не попадает ли рекомендуемая
температура отпуска в опасную область. Если это имеет место, нужно
сделать для рекомендуемой температуры соответствующую
корректировку.
В зависимости от температуры нагрева различают отпуск
низкотемпературный, среднетемпературный и
высокотемпературный.
Низкотемпературный (низкий) отпуск проводят с нагревом
до 150...200°С. При низком отпуске несколько снижаются
внутренние напряжения. Твердость остается высокой (58...62 HRC).
Структура стали после низкого отпуска состоит из мартенсита
отпуска. Этот вид отпуска применяется в основном для режущих и
измерительных инструментов, для изделий, подвергаемых
поверхностной закалке, цементации, нитроцементации. Низкий отпуск
рекомендуется для деталей из малоуглеродистых легированных
сталей, так как малоуглеродистый мартенсит отпуска имеет
высокий комплекс механических свойств. Рекомендуется такой
отпуск и после закалки деталей из стали обыкновенного качества,
которые до сих пор обычно используются в нормализованном
состоянии. Отмечается, что термическим упрочнением стали СтЗ,
Ст5 можно повысить значение <тт более чем в 1,5 раза при высо-'
ком значении 6= 15...26% и ударной вязкости а„ = 40...
120 Дж/см2 при +20 °С.
Среднетемпературный (средний) отпуск проводят при 350...
500 °С после закалки пружин и рессор. Структура троостита
отпуска обеспечивает высокий предел упругости, твердость
40...50 HRC. Охлаждение после отпуска при 400...450 °С
рекомендуется проводить в воде, что приводит к образованию в
поверхностном слое остаточных напряжений сжатия, которые
увеличивают предел выносливости деталей.
Высокотемпературный (высокий) отпуск проводят при 550...
600 °С. После отпуска структура состоит из сорбита отпуска
(с зернистым строением РезС), имеющего высокий комплекс
механических свойств (максимальную вязкость). Высокий отпуск
применяется для нагруженных конструкционных деталей.
Закалка с высоким отпуском называется улучшением. Во избежание
возникновения термических напряжений рекомендуется
последующее медленное охлаждение, за исключением сталей,
подверженных обратимой отпускной хрупкости, которые от температуры
высокого отпуска охлаждают в воде или в масле.
№ 38а. Имеет ли значение скорость охлаждения при отпуске углеродистой
стали с точки зрения образующегося фазового состояния и структуры?
Ответ: см. с. 275.
№ 39. Каков оптимальный режим термической обработки детали из стали 40,
который обеспечит оптимальную конструкционную прочность?
Ответ: I) закалка и высокий отпуск, см. с. 275; 2) закалка и средний отпуск
с нагревом при 840 С, отпуск при 650 С, см. с. 275.
ЛЬ 40. Деталь, изготовленная из стали 15Х, должна обладать высокой
конструкционной прочностью. Какова оптимальная термическая обработка
детали?

Ответ: 1) закалка и высокий отпуск, см. с. 275; 2) закалка и низкий отпуск,
см. с. 275.
ЛЬ 41. Ни завод поступил прокат из стали с 1,2 % С, микроструктура стали
аналогична показанной на рис. 7.4, а. Эту сталь предусмотрено использовать
для изготовления разверток. Каким видам термообработки будет подвергаться
этот материал до выхода готовой продукции?
Ответ: 1) нормализации, отжигу на зернистый перлит, неполной закалке
и низкому отпуску,, см. с. 275; 2) закалке и низкому отпуску, см. с. 275.
Термическая обработка чугуна. Чугуны, как и сталь, имеют
фазовые превращения в твердом состоянии, поэтому для них
могут быть использованы те же виды термической обработки,
что и для стали.
Однако эффективность упрочняющей обработки чугуна
(закалка, отпуск) ввиду превалирующего влияния на свойства
чугуна графитовых включений выражена слабее, чем у стали.
Термическая обработка отливок из серых чугунов прежде
всего должна уменьшать внутренние напряжения. При этом
достигается стабильность размеров и уменьшается брак по тре-
щинообразованию (при механической обработке и в процессе
эксплуатации). Для этой цели отливки подвергают
низкотемпературному отжигу при 500...550 °С в течение 3...5 ч с последующим
медленным охлаждением до 200 °С со скоростью 30...60 °С/ч, а
затем на воздухе. Для улучшения обрабатываемости кокильного
литья, имеющего отбел, отливки подвергают графитизирующему
отжигу при 800...850 °С с выдержкой 2...5 ч и с последующим
медленным охлаждением.
Для повышения твердости и износостойкости возможна
закалка или нормализация чугуна. Нагрев под закалку при 850...
930 °С. После закалки проводят отпуск, температура которого
зависит от требуемой твердости. Однако рациональнее применять
для чугунных отливок поверхностную закалку. Закалка отливок
из ковкого чугуна перед отжигом преследует цель уменьшения
длительности графитизирующего отжига.
Для повышения прочности отливок эффективным
мероприятием является изотермическая закалка.
Более упрочняющая термическая обработка применяется для
отливок из высокопрочного чугуна.
Новые технологические процессы упрочняющей обработки
стальных деталей. Наиболее эффективной упрочняющей
обработкой является термомеханическая обработка (ТМО).
Сущность ТМО заключается в закалке предварительно
деформированной стали в аустенитном состоянии.
§ 9.7. ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ
Различают высокотемпературную термомеханическую
обработку (ВТМО) и низкотемпературную термомеханическую
обработку (НТМО). При низкотемпературной термомеханической
обработке (НТМО) сталь нагревают до аустенитного состояния.
После выдержки при высокой температуре производят охлаж-

дение до температуры несколько выше точки Мн (400...600 °С),
но ниже температуры рекристаллизации стали, и при этой
температуре осуществляют обработку давлением и закалку (схема
на рис. 9.16, б).
Сущность ВТМО заключается в нагреве стали до
температуры аустенитного состояния (выше температуры точки ЛСз). При
этой температуре осуществляют деформацию стали, что ведет к
наклепу аустенита, и сталь с таким состоянием аустенита
подвергают закалке. На рис. 9.16, а показана схема ВТМО.
Механические свойства после разных видов ТМО для
машиностроительных сталей в среднем имеют следующие
характеристики:
tin, МПа ат, МПа 6, % V, %
НТМО 2400...2900 2000...2400 5...8 15...30
ВТМО 2100...2700 1900...2200 7...9 25...40
ТО 1400 1100 2 3 (сталь 40
после обычной
закалки)
№ 42. Прежде чем разъяснить явно выраженные особенности свойств после
ТМО по сравнению с обычной закалкой стали (ТО), постарайтесь представить,
за счет каких параметров возникли столь резкие изменения свойств стали после
ТМО. Для решения этой проблемы надо представить себе, в каком состоянии
находился аустенит при ТМО перед закалкой.
Ответ: см. с. 275.
Помимо статической прочности ТМО повышает усталостные
характеристики, особенно в зоне перегрузок (при ограниченной
выносливости). Работами В. Д. Садовского показано, что ВТМО
практически устраняет развитие отпускной хрупкости в
опасном интервале температур, ослабляет необратимую отпускную
хрупкость и резко повышает ударную вязкость при комнатной и
низкой температурах. Понижается температурный порог
хладноломкости. ВТМО повышает сопротивление хрупкому разрушению
стали, уменьшает чувствительность к трещинообразованию при
термической обработке. НТМО хотя и дает более высокий при-
Рис. 9.16. Схема режимов термомеханической обработки стали:
а — высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО); б —
низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО)
248

рост упрочнения, но не снижает склонности стали к отпускной
хрупкости. Кроме того, НТМО требует высоких степеней
деформации (75...95 %), что в условиях относительно низких
температур промежуточной области (рис. 9.16, б) требует мощных
деформирующих устройств и оборудования. Поэтому в условиях
машиностроительных заводов реализация НТМО весьма
затруднительна. НТМО нельзя реализовать для углеродистых и
легированных сталей, не имеющих вторичной стабильности аустенита.
В связи с отмеченными недостатками НТМО практически
значительно более перспективно использовать ВТМО в качестве
упрочняющей обработки стальных деталей. Существенным
возражением по использованию ВТМО было то, что при высокой
температуре деформирования интенсивно протекают рекристаллиза-
ционные процессы, которые снижают упрочняющей эффект от его
использования. Однако работы М. Е. Блантера показали, что
ранние стадии частичной рекристаллизации лишь незначительно
снижают упрочняющий эффект от ВТМО. (Необходимо избегать
возможности собирательной рекристаллизации.) Так как ВТМО
является в настоящее время одним из наиболее перспективных
методов упрочняющей обработки, позволяя повысить как
конструкционную прочность, так и экономичность материала, то
инженеру необходимы более подробные знания как по
технологии реализации ВТМО, так и условий ее использования.
Оптимальным является снижение температуры деформации и
максимальное приближение ее к температуре точки Л3. Уменьшение
скорости деформации приводит к уменьшению развития
рекристаллизации и позволяет получить упрочнение изделий как
малых, так и больших сечений.
ВТМО эффективно использовать для углеродистых,
легированных, конструкционных, пружинных и инструментальных
сталей. Отпуск после ВТМО обычно проводят при 100...200°С для
сохранения высоких значений прочности. Такие низкие
температуры отпуска не приводят к охрупчиванию, что связано с
повышенным запасом пластичности при такой обработке.
В общем отмечается большая устойчивость стали против
разупрочнения после ВТМО при отпуске, чем после обычной
закалки. Это объясняют устойчивостью созданных дислокационных
конфигураций и, в частности, фрагментированной структуры,
характеризующейся образованием разветвленной сети субграниц
под средними или близкими к ним углами. Роль углерода в
упрочнении после ВТМО подобна роли его при обычной закалке.
С увеличением содержания углерода растет прочность стали.
Важно, что пластичность после ВТМО с повышением содержания
углерода в стали падает менее интенсивно. Упрочняющий
эффект от углерода после обычной ТО используется до содержания
углерода 0,4 %, выше чего резко снижается вязкость.
Преимуществом ВТМО, определяющим получение высоких значений
пластичности, является смещение максимального содержания
углерода к —0,6%, когда в условиях возросшего сопротивления

отрыву удается с большей полнотой реализовать высокую
прочность мартенсита с повышением содержания углерода. Важно
отметить, что высокий комплекс свойств после ВТМО получается
при проведении разных способов деформирования: прокатки,
ковки, волочения, кручения.
Теперь рассмотрим, какие же изменения в структуре после ВТМО
обеспечивают высокий комплекс механических свойств. Рентгеноструктурными
исследованиями доказано, что в стали с 0,59% С и 2,65 % Si после ВТМО и отпуска
при 200 °С размер блоков составляет 1,09* 10"6 см против 2,96» 10-6 см после
обычной закалки; напряжения второго рода в 15 раз меньше; плотность
дислокаций в 2 раза выше. Повышение температуры отпуска мало изменяет эти
показатели. После высокого отпуска в стали, подвергнутой ВТМО, в карбидной фазе
обнаружено больше легирующих элементов, чем после обычной ТО. При этом
карбиды после ВТМО более дисперсные и имеют правильную округлую форму, в
то время как после обычной ТО карбиды гораздо крупнее и форма их
приближается к пластинчатой. М. Л. Бернштейн отмечает, что в процессе ТМО
реализуются все известные способы упрочнения.
Таким образом, можно заключить, что производственное использование
ВТМО очень перспективно как на машиностроительных заводах, где
изготовляются заготовки деталей методом горячей деформации (сочетание деформирования
с термической обработкой), так и на металлургических заводах (замена
прокатки на ВТМО и поставка потребителям термомеханически упрочненного
проката), из которого механической обработкой изготовляются изделия.
Последнее утверждение, по-видимому, вызовет ряд вопросов, например, как механически
обрабатывается такой полуфабрикат из стали с повышенным содержанием
углерода — ведь она имеет высокую твердость? Для улучшения обрабатываемости
резанием нужен высокий отпуск, который устранит из структур мартенсит, а
значит, и все последствия ТМО. Замечание вполне обоснованное, если бы
упрочнение было достигнуто обычной закалкой. Однако особенностью ВТМО является
наследственность. Это значит, что если заготовку, подвергнутую ВТМО, нагреть
для устранения мартенсита и высокой твердости, а затем подвергнуть обычной
закалке, то структура деформированного аустенита и механические свойства
наследуются образовавшимся мартенситом. Такая «обратимость» ТМО расширяет
возможность ее применения и, в частности, делает целесообразной
термомеханическую обработку полуфабрикатов на металлургических заводах.
Кратковременный высокий отпуск позволит обработать резанием металл, в котором
«заложенная» термомеханической обработкой высокая прочность может быть
реализована последующей обычной термической обработкой.
Чтобы проиллюстрировать это, ниже приведена табл. 9.6, где показана
зависимость механических свойств стали 40Х2Н4СМ после обычной закалки и
Таблица 9.6
Обработка
Закалка от 900 °С
ВТМО с рбжатием 85 %
ВТМО с обжатием 85%,
отпуск при 650 °С и закалка
от 900 °С
Температура
отпуска,
°С
170
220
300
170
220
300
170
220
300
ов, МПа
2000
1950
1840
2700
2600
2380
2500
2350
2060
6, %
8
10
12
12,5
13
15
13
14,5
17
KCU,
Дж/см2
36
42
42
45
47
53
36
43
71

отпуска при разных температурах; после ВТМО и отпуска; после ВТМО, отпуска
и последующей закалки и отпуска (Д. А. Прокошкин и др.).
Эта таблица хорошо иллюстрирует наследственность ВТМО и одновременно
показывает, что относительно низкий отпуск после нее дает высокий комплекс
прочности и вязкости стали. Как видно, фрагментированная структура после
ВТМО является весьма устойчивой в условиях, когда повторная термообработка
не вызовет процессов рекристаллизации (скоростной нагрев под повторную
закалку с короткой выдержкой и отпуск). Отмечается, что перекристаллизация
может в ряде случаев привести к еще большей фрагментации структуры и
позволит не только сохранить высокие механические свойства, полученные в результате
ВТМО, но достичь еще большей пластичности. Приведенный достаточно полный
обзор материала о ТМО призван к тому, чтобы на практике стали больше
использовать ВТМО как в целях улучшения качества производимой продукции,
так и для уменьшения расхода стали на производстве изделий.
№ 43. За счет чего достигается экономия материала при внедрении ВТМО?
Ответ: см. с. 276.
Несмотря на то что научные исследования в области ТМО и перспективность
ее практического использования были доказаны уже более 20 лет тому назад,
внедрение этой прогрессивной технологии в производство реализуется медленно.
В основном это объясняется психологическими причинами: инженеры,
работающие на производстве, привыкли видеть в установившихся традиционных
методах производства истину в ее окончательном становлении и не видят
возможности что-либо изменить в привычных технологических процессах. Поэтому
представляется, что наиболее существенной движущей силой при внедрении в
производство новых технологических процессов принадлежит молодым
специалистам, если в процессе обучения они приобрели такое ценное качество, как
критическое осмысливание существующего и представление об основных
направлениях, как может быть изменено это существующее. При обучении важно, чтобы
студент приобрел навыки по возможности многосторонне подходить к изучаемым
явлениям.
№ 44. Как известно, в условиях НТП важнейшая задача производства
состоит в том, чтобы улучшить качество производимой продукции, экономить
материалы, энергию и трудовые затраты, увеличивать производительность
труда. Подумайте, какие изменения в производственном процессе содействуют
выполнению этих задач в области машиностроения.
Ответ: см. с. 276.
№ 45. В чем заключается технологический процесс изготовления детали на
машиностроительном заводе при получении заводом термомеханически
упрочненных заготовок?
Ответ: 1) в механической обработке деталей с целью доведения их до нужных
размеров, см. с. 276; 2) в высоком отпуске заготовок с целью улучшения
обрабатываемости резанием, механическая обработка детали, закалка и отпуск
детали, см. с. 276.
Чтобы показать возможность создания новых прогрессивных
технологических процессов, отметим некоторые из них. В. Д.
Садовским была показана перспективность комбинированной
обработки «ВТМО + НТМО».
Как отмечалось, НТМО позволяет получить более высокую
прочность, но не устраняет отпускную хрупкость. Комбинация
«ВТМО+НТМО» повышает ударную вязкость в интервале
развития отпускной хрупкости, достигается повышение прочности и
пластичности. В качестве примера можно привести результаты
изменения механических свойств стали ПЗ, установленные Л.
Тушинским и др. После нагрева стали на 1050 °С и обжатия 45—
50 % (ВТМО) проводилось охлаждение в свинцовой ванне до
350—380 °С и дополнительное обжатие на 10%. Получены
результаты:

ов, МПа (7т, МПа 6, % V, % HRC
Обычная ТО 1040 447 53,3 37,5 10
ВТМО 1155 430 53,3 36,6 17
ВТМО+НТМО 1295 745 33,5 30,6 35
Отмечается, что новая обработка РПТУ (регулируемое
термопластическое упрочнение) существенно эффективней ВТМО и
изотермической обработки. Одним из новых методов
упрочняющей обработки является термомеханико-магнитная обработка,
которая состоит в том, что наклеп при ВТМО происходит при
наложении магнитного поля, что содействует дроблению блоков
мозаики. Термоультразвуковая обработка заключается в закалке
в жидкости, в которой возбуждены ультразвуковые колебания,
разрушающие паровую рубашку. Это увеличивает прокаливае-
мость и повышает механические свойства.
§ 9.8. ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ СТАЛЬНЫХ ДЕТАЛЕЙ
Конструкционная прочность многих деталей машин зависит от
состояния материала в поверхностных слоях деталей. Так,
долговечность деталей, работающих в условиях изнашивания (валы,
шестерни), зависит от сопротивления материала изнашиванию в
тонких поверхностных слоях. Износ выше допустимых норм
выводит деталь из строя, несмотря на то что материал детали в
целом может быть вполне работоспособным. Разрушение
деталей, работающих при изгибающих нагрузках, в условиях
циклического действия нагрузки обычно также начинается в
поверхностных слоях детали. Поэтому повышению поверхностной
прочности (при сохранении необходимой вязкости) деталей машин
приходится уделять большое внимание. Основными методами
поверхностного упрочнения стальных деталей являются:
поверхностная закалка; химико-термическая обработка (ХТО);
плазменная обработка; наклеп методом пластической деформации;
жидкая металлизация.
Поверхностная закалка стали. Наибольшее распространение
имеют электротермическая закалка с нагревом изделий токами
высокой частоты (ТВЧ) и газопламенная закалка с нагревом
газово-кислородным или кислородно-керосиновым пламенем.
Главным различием этих способов поверхностей закалки помимо
источника теплоты при нагреве является различный режим
температуры в поверхностном слое нагреваемого изделия (рис. 9.17).
Закалка с нагревом токами высокой
частоты (ТВЧ). Метод закалки с использованием ТВЧ был
разработан советским ученым В. П. Вологдиным. Этот метод основан
на том, что если в переменное электромагнитное поле,
создаваемое проводником-индуктором, поместить металлическую деталь,
то в ней будут индуцироваться вихревые токи, вызывающие
нагрев металла. Скорость нагрева зависит от количества
выделившейся теплоты Q.
Q = 0,239/2/?7\

Изменяя силу тока /, можно в
широких пределах изменять скорость
нагрева. Плотность тока по сечению
детали неравномерная и
преимущественно концентрируется в
поверхностном слое, глубину б (мм)
которого можно рассчитать по формуле
Рис. 9.17. Изменение
температуры по сечению детали к моменту
закладки:
/ — пламенный нагрев; 2 —
индукционный нагрев
обозначают просто закал-
где / — частота тока, Гц; р —
удельное электросопротивление, Ом-мм2/м;
\л — магнитная проницаемость,
Гн/м. Для краткости закалку с
нагревом токами высокой частоты
кой ТВЧ.
№ 46. За счет каких параметров можно изменять глубину прогреваемого
слоя стальных деталей при нагреве ТВЧ?
Ответ: см. с. 276.
Высокочастотные генераторы позволяют изменять частоту
тока в широких пределах от сотен до десятков миллионов герц;
машинные генераторы вырабатывают токи частотой 500...
15000 Гц, ламповые — до 10 Гц. Поэтому машинные генераторы
используют для получения закаленного слоя толщиной от 2 до
10 мм, ламповые — от десятых долей до 2 мм. Оптимальные
механические свойства цилиндрических деталей при ТВЧ имеют
место, когда толщина закаленного слоя 6 = 0,15D, где D —
диаметр изделия.
Для осуществления закалки ТВЧ необходим индуктор, форма
и размеры которого должны соответствовать нагреваемому
изделию. Качество закалки ТВЧ в значительной мере определяется
величиной зазора между индуктором и нагреваемой деталью.
На рис. 9.18, а, б, в приведен один из вариантов
технологического процесса закалки ТВЧ.
Имеются и другие варианты закалки ТВЧ. Скорость нагрева
при закалке ТВЧ обычно
колеблется в пределах от
100 до 1000 °С/с, поэтому
для получения достаточной
полноты фазовых
превращений при нагреве
температура нагрева под закалку ТВЧ
должна быть значительно
выше температуры при
печном нагреве.
На рис. 9.19 приведена
диаграмма для выбора
температуры нагрева в
зависимости от скорости нагрева
Рис. 9.18. Закалка при нагреве ТВЧ:
а— исходное состояние индуктора 2, скрепера
3 (душирующее устройство для охлаждения)
и закаливаемой детали /; б — состояние при
нагреве; в — состояние при охлаждении

для стали с 0,3 % С.
Подобные диаграммы
разработаны и для других
сталей. Время нагрева
при закалке ТВЧ зависит
от скорости нагрева; оно
находится обычно в
пределах 1,5...40 с, после
чего следует охлаждение.
«N& 47. Как видно из рис.
9.19, при скорости нагрева
800°С/с оптимальная
температура закалки стали с 0,3 % С
может быть до 1100 °С. Не
приходится ли в этих условиях
ожидать охрупчивания стали
от роста зерна? Почему?
Ответ: см. с. 276.
Для закалки ТВЧ
обычно используют
углеродистые мелкозернистые
стали, с величиной зерна
не более № 5. Легированные стали с повышенной прокали-
ваемостью имеют большую толщину закаленного слоя, что
нежелательно и даже вредно.
Установлено, что твердость после закалки ТВЧ на 2...4 HRC
выше, чем после обычной закалки, преимущественно из-за более
интенсивного охлаждения, вследствие чего тормозится процесс
самоотпуска. После закалки ТВЧ детали подвергают
низкотемпературному отпуску при 150...200° С для снижения внутренних
напряжений. Более рациональным является самоотпуск после
закалки. Для этого охлаждение при закалке прерывается с таким
расчетом, чтобы за счет оставшейся в изделии теплоты
произошел отпуск. На рис. 9.20 представлена термическая кривая
закалки ТВЧ с самоотпуском, которая весьма наглядно
иллюстрирует также производительность всего процесса. Исходя из
распределения температуры в поверхностном слое при индукционном
нагреве и характера фазовых превращений, можно предсказать,
Рис. 9.20. Термическая кривая закалки ТВЧ с самоотпуском
Рис. 9.19. Диаграмма преимущественных и
допустимых термических режимов закалки
ТВЧ стали с 0,3 % С с мелкозернистой
исходной структурой

что в поверхностном слое после закалки ТВЧ должны возникнуть
напряжения сжатия. На рис. 9.21 приведены эпюры
термических (а), фазовых (б) и суммарных (в) напряжений после
закалки ТВЧ. Так как глубина теплового воздействия больше
глубины закаленного слоя (см. рис. 9.17), то на некотором
удалении от поверхности суммирование растягивающих
температурных и фазовых напряжений дает максимум растягивающих
напряжений. В отдельных случаях, если не предприняты меры к
устранению этих напряжений, может возникнуть разрушение
детали при закалке или при работе. Для создания остаточных
напряжений сжатия в переходных участках детали следует
проводить обкатку этих участков роликом.
Для получения равномерного тонкого твердого слоя
шестерен с модулем 5...7 мм при использовании простого индуктора с
одновременным сквозным нагревом зубьев по всему сечению
можно применять специальные мелкозернистые стали,
предложенные К. 3. Шепеляковским. Они имеют небольшое количество
Si и Мп и обладают поэтому низкой прокаливаемостью,
например сталь марки 55ПП, 60ПП (55 и 60 — содержание углерода
в сотых долях процента, ПП означает пониженную прокаливае-
мость). В этом случае шестерня получает контурную закалку
по всему профилю зуба. Применяют также закалку с глубоким
индукционным нагревом для среднеуглеродистых и хромистых
сталей (40Х, 45Х), в которых глубина закалки регулируется
химическим составом стали РП (регулируемая прокаливаемость).
Преимущества индукционной закалки по сравнению с
обычной закалкой следующие: 1) большая экономичность, так как
нет необходимости расходовать теплоту на нагрев всей детали и
печи, что характерно для обычной закалки; 2) при закалке
ТВЧ значительно меньше брак по короблению и образованию
закалочных трещин; 3) при нагреве ТВЧ не происходит окалино-
образования и выгорания углерода; 4) механические свойства
после закалки ТВЧ выше, чем после обычной закалки; 5) легко
регулируется толщина закаленного слоя; 6) внедрение ТВЧ
позволяет заменить в ряде случаев легированные стали дешевыми
углеродистыми сталями; 7) весьма высокая производительность
Рис. 9.21. Схема остаточных напряжений после
закалки ТВЧ:
а — термические; б — фазовые; в — суммарные напряжения
(Нахимов)

труда; 8) установки ТВЧ без затруднений вписываются в
поточные линии механических цехов, для них легко осуществляется
автоматизация производственного процесса.
Недостатком закалки ТВЧ является необходимость в
специализированном оборудовании (генераторы ТВЧ) и сложных
приспособлениях (индукторах). Последние являются
индивидуальными для каждого вида закаливаемой детали.
Внедрение ТВЧ перспективно и особенно экономично на
предприятиях серийного и массового производства.
При обычной поверхностной закалке достигается упрочнение
лишь поверхностного слоя. Она не может быть использована
для упрочнения деталей сложной формы. Для проведения
поверхностной закалки требуется большая мощность
преобразователей тока (0,5...1,0 кВт/см2).
От этих недостатков свободен метод объемно-поверхностной
закалки, который применяется для деталей сложной формы; он
не требует больших мощностей (удельная мощность в пределах
0,05...0,2 кВт/см2). При этом методе закалки детали сечением до
50 мм прогреваются насквозь. Время нагрева 20... 140 с. Режим
нагрева выбирают такой, чтобы не росло зерно аустенита. После
нагрева охлаждают быстродвижущимися потоком воды и
самоотпуском. Достигается твердость на поверхности ^ 60HRC, <тв =
= 2200...2600 МПа. Структура: слой мартенсита толщиной 15...
20% от толщины (диаметра) изделия; под слоем мартенсита
структура троостита и сорбита закалки с 30...40 HRC.
Таким образом, по сравнению с поверхностной закалкой
достигается упрочнение как поверхностного слоя, так и
сердцевины.
№ 48. Поверхностная закалка с использованием ТВЧ очень повышает
усталостную прочность, например для стали 45 на 280%. Чем это можно
объяснить?
Ответ: 1) улучшением структуры стали, см. с. 276; 2) возникновением
остаточных напряжений сжатия в поверхностных слоях детали, где обычно
начинается развитие усталостных явлений, см. с. 276.
№ 49. Подумайте, можно ли использовать индукционный нагрев при
реализации ВТМО.
Ответ: 1) высокочастотный нагрев использовать нельзя, см. с. 276; 2) можно
использовать глубинный электронагрев, см. с. 276.
Газопламенная закалка. При этом способе
поверхностной закалки поверхностный нагрев осуществляется ацетиле-
нокислородным, газокислородным или керосинокислородным
пламенем с температурой 3000...3200 °С. На рис. 9.17 приведена
кривая / изменения температуры от поверхности в глубь изделия.
При таком распределении температуры структура поверхностного
слоя после закалки состоит из мартенсита, мартенсита и
феррита. Толщина закаленного слоя 2...4 мм, твердость 50...56 HRC.
Газопламенная закалка применяется для крупных изделий,
имеющих зачастую сложную поверхность (косозубые шестерни,
червяки и пр.). Этот метод может применяться в массовом и
индивидуальном производстве (в том числе при ремонтных ра-

ботах). Механизированные установки газопламенной закалки
могут легко включаться в поточные линии механических цехов.
Результаты газопламенной закалки при автоматизированном
режиме равноценны закалке ТВЧ, хотя производительность при
газопламенной закалке несколько ниже. Труднее регулировать
температуру нагрева и глубину закаленного слоя.
§ 9.9. ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ (ХТО)
При химико-термической обработке (ХТО) изменение свойств
стали достигается изменением состава поверхностных слоев.
В зависимости от того, каким элементом насыщают
поверхностный слой стального изделия, различают: цементацию (насыщение
углеродом), азотирование (насыщение азотом), нитроцемента-
цию (комбинированное насыщение углеродом и азотом),
диффузионную металлизацию (насыщение хромом, алюминием и
и др.). Необходимым условием для осуществления ХТО стали
является растворимость насыщающего элемента в железе в
твердом состоянии, а также наличие диффундирующего элемента
в атомарном состоянии, что достигается обычно в момент распа*
да химического соединения.
Для установления возможности, а также природы фаз,
образующихся при химико-термической обработке, и режимов ее
проведения служит диаграмма состояния железа с насыщающим
элементом.
При химико-термической обработке происходят следующие
процессы: диссоциация химических соединений, в состав которых
входит насыщающий элемент; в результате этого элемент
выделяется в активном атомарном состоянии. Например, атомарный
азот при азотировании образуется при диссоциации аммиака:
2NH3-*3H2+N(
атомарн), адсорбция (поглощение) поверхностью
металла свободных атомов и растворение их в металле;
диффузия — проникновение насыщающего элемента в глубь металла.
В результате диффузии на поверхности образуется
максимальная концентрация диффундирующего элемента, которая
понижается по мере удаления от поверхности. Закономерность
изменения концентрации диффундирующего элемента по глубине
определяется природой фаз, образующихся в результате
взаимодействия этого элемента с железом. Скорость диффузии и общая
длительность процесса зависят от значения коэффициента
диффузии D(cm2/c):
D = D0e~Q/{RT).
Коэффициент диффузии сильно зависит от типа
образующихся твердых растворов. Так, для диффузии углерода в стали
с 0,2 % С при 1100 °С значение D на несколько порядков выше,
чем для молибдена.
Продолжительность процесса химико-термической обработки
определяется необходимой глубиной диффузионного слоя. Глуби-

на диффузионного слоя зависит от температуры, времени
процесса и концентрации диффундирующего элемента на поверхности.
Чем эта концентрация выше, тем больше глубина слоя.
При разработке технологического процесса ХТО помимо
выяснения принципиальной возможности процесса по диаграмме
состояния Fe — элемент необходимо решать вопросы об
используемых химических соединениях, в результате диссоциации
которых образуется насыщающий элемент в активном (атомарном)
состоянии. При этом прежде всего должны учитываться тепловые
эффекты соответствующих реакций и скорость их протекания.
§ 9.10. ЦЕМЕНТАЦИЯ СТАЛИ
При цементации осуществляется насыщение углеродом
поверхностного слоя изделий из вязкой малоуглеродистой стали
с 0,1...0,25% С. После закалки цементованное изделие
приобретает высокую твердость, сохраняя при этом вязкость сердцевины.
Различают два основных вида цементации: в твердой и в
газовой средах. Сущность цементации в твердой
науглероживающей среде (в твердом карбюризаторе) заключается в
следующем. Почти готовые изделия с припуском на
шлифование 0,05...0,1 мм укладывают в металлические ящики и
пересыпают твердым карбюризатором. В качестве карбюризатора
используется древесный уголь с добавками углекислых солей (ВаСОз,
Na2C03 и др.) в количестве 10...40%. (Готовые карбюризаторы
выпускаются промышленностью.) Сверху ящик закрывают
крышкой, и щели замазывают огнеупорной глиной. Ящики
укладывают в печь и выдерживают при температуре 930...950 °С.
При этой температуре за счет кислорода воздуха, находящегося
между кусочками карбюризатора, происходит неполное сгорание
угля:
С + 'АОг-^СО.
Так как при этих температурах в присутствии железа углекислый
газ неустойчив, то происходит его разложение по реакции
2СО->С02 + С (атомарн).
Образующиеся атомы углерода адсорбируются поверхностью
изделий и диффундируют в глубь металла. Углекислые соли в
карбюризаторе активизируют процесс, пополняя количество
атомарного углерода, например, по схеме
ВаС03-^ВаО + С02;
С02 + С(уГрль) ->2СОг;
2СО->С02 + С( атомарн).
Глубина цементованного слоя составляет обычно около
0,5... 1,5 мм, на что потребуется весьма много времени (при
температуре 930 °С примерно 1 ч на каждые 0,1...0,12 мм
толщины слоя). Цементация в твердом карбюризаторе — весьма мало-

производительный процесс. Она находит применение только при
мелкосерийном и индивидуальном способе производства.
Мк 50. Используя диаграмму Fe — РезС и зная, что цементация
проводилась при температуре 930 °С, нарисуйте схему изменения структуры от
поверхности к середине после охлаждения детали, если исходное содержание углерода
в стали было 0,2 %, содержание углерода в поверхностном слое 1,0 %.
Ответ: см. с. 276.
Газовая цементация. Сущность газовой цементации
заключается в том, что процесс осуществляется в печах с
герметической камерой, наполненной газовым карбюризатором.
Цементирующими газами являются углеводороды, содержащие
большое количество метана СН4. На практике часто используют
газовые смеси, состоящие из эндотермического и природного
газа. Атомарный углерод образуется при диссоциации метана
СН4-*2Н2 + С(атомаРн, или оксида углерода:
2СО-*С02 + С (атомарн).
Газовая цементация осуществляется в условиях высокой
механизации и автоматизации процесса и является основным
способом при массовом производстве.
При этом возможно управлять процессом путем поддержания
требуемого углеродного потенциала печной атмосферы. Понятие
«углеродный потенциал» (УП) характеризует такую атмосферу,
при которой она нейтральна по отношению к стали с
содержанием углерода, равным углеродному потенциалу атмосферы.
Стали с меньшим содержанием углерода в такой атмосфере по
углероду науглероживаются, с большим — обезуглероживаются.
Значение УП можно в любых пределах регулировать в первую
очередь изменением СО2, Н2О и СШ в атмосфере печи.
Отсутствие необходимости нагрева цементационных ящиков уменьшает
длительность газовой цементации. Для ускорения иногда
стремятся проводить цементацию при более высоких температурах
(1000... 1050 °С), что возможно при использовании
наследственно-мелкозернистой стали. Рекомендуется, однако, чтобы
температуры были 930...950 °С, так как более высокие
температуры снижают стойкость кладки и жароупорных элементов печи.
В печах с регулируемым углеродным потенциалом ускорение
процесса достигается использованием комбинированных циклов
ХТО: на первом этапе поддерживают высокий УП, равный
1,1... 1,3 % С, который в дальнейшем снижают так, чтобы в конце
процесса содержание углерода на поверхности стали было
0,8...0,9%.
На заводах с массовым производством газовую цементацию
производят в агрегатах с автоматическим регулированием УП
в среде эндогаза с последующей ступенчатой закалкой для
уменьшения деформации. При цементации добиваются
содержания углерода в поверхностном слое в пределах 0,8...1,0%.
На рис. 9.22 приведены кривая изменения содержания угле-

Рис. 9.22. Изменение концентрации углерода в поверхностном слое
цементованной детали (а); микроструктура цементованного слоя (б)
рода в цементованном слое (а) и нормальная микроструктура
цементованного слоя (б). За глубину цементованного слоя
принимается сумма заэвтектоидной, эвтектоидной и половины
переходной (доэвтектоидной) зон. Скорость газовой цементации при
температуре 930...950 °С составляет 0,12...0,15 мм/ч при толщине
слоя 1,5...1,7 мм. Глубина цементованного слоя регулируется в
зависимости от нагрузок, действующих на деталь при работе.
Л* 15. Будет ли достигнута после цементации высокая износостойкость
детали; для чего применялась цементация? Объясните причину вашего решения.
Ответ: см. с. 276.
Влияние легирующих элементов на процесс цементации и
строение цементованного слоя. Карбидообразующие элементы
Cr, W уменьшают коэффициент диффузии углерода, но,
увеличивая концентрацию углерода на поверхности до 1,8...2,0%,
повышают глубину цементованного слоя. Никель уменьшает глубину
этого слоя.
Глубина внутреннего окисления может доходить до 0,03 мм.
Это ведет к снижению твердости, износостойкости, предела
прочности, а главное, к резкому снижению усталостной прочности
i.u меитованных деталей.
Термическая обработка цементованных деталей. Для
получения необходимой износостойкости деталей после цементации
обязательно проводят закалку и низкий (150...200 °С) отпуск.
Необходимая износостойкость будет достигнута, если твердость

цементованного слоя достигнет 59...62 HRC. При разработке
режима термообработки цементованной детали необходимо
учесть ряд обстоятельств: 1) состав по углероду в изделии
резко различен (много углерода в поверхностном слое и мало в
середине); 2) вследствие длительного действия высокой
температуры может вырасти аустенитное зерно по всему сечению,
если не используются наследственно-мелкозернистые стали.
В этом случае после закалки может образоваться грубо-
кристаллическая структура и изделие будет иметь повышенную
хрупкость; 3) в случае легированной стали после закалки в
поверхностном слое будет много остаточного аустенита, что
снижает твердость и предел выносливости.
№ 52. Ответственное изделие было изготовлено из крупнозернистой
углеродистой стали с 0,15% С. Подумайте, какой режим термообработки
обеспечит оптимальные свойства изделия, если цементация проводилась при 950 °С
и содержание углерода в поверхностном слое 0,9 %.
Ответ: см. с. 276.
Как установлено при решении задачи, в случае
крупнозернистых сталей следующая после цементации термическая
обработка весьма сложна. Поэтому предпринимаются меры,
позволяющие по возможности упростить термическую обработку.
Этими мерами являются: использование для изготовления
цементованных изделий наследственно-мелкозернистых сталей;
осуществление газовой цементации, сокращающей время
пребывания при высокой температуре в 1,5...2 раза. После газовой
цементации удается проводить закалку с цементационного
нагрева с подстуживанием изделия до температуры 840...860 °С, что
уменьшает закалочные напряжения. Все шире применяется
закалка ТВЧ с последующим самоотпуском.
В некоторых случаях при использовании цементованных
изделий из легированных сталей необходимо учесть, что после
закалки в цементованном слое возможно большое количество
(до 50...60 %) остаточного аустенита, вследствие чего снижаются
твердость и некоторые другие свойства.
Для устранения А>Ст иногда применяется обработка холодом,
но это может понизить ударную вязкость стали. Поэтому
оптимальным способом устранения Аост является нагрев
цементованной детали до 630...650 °С. При этом из Аост выделяются
карбиды легирующих элементов. Аустенит обедняется углеродом
и карбидообразующими элементами. При последующем нагреве
под закалку эти карбиды не успевают раствориться в аустените,
благодаря чему температура точки Мк легированной стали
повышается и остаточного аустенита после закалки будет мало.
После закалки проводится низкий отпуск.
Цементованные детали после закалки имеют в поверхностном
слое значительные остаточные напряжения сжатия, что заметно
повышает предел выносливости стали.
Недостатком цементации является повышение себестоимости
деталей примерно в 2,5...3 раза по сравнению с деталями,

упрочненными закалкой ТВЧ. Поэтому при разработке
конструкции и выборе материала для деталей следует стремиться там,
где это возможно, к применению закалки ТВЧ, как более
экономичного вида обработки.
При решении вопроса изготовления деталей с широким диапазоном
содержания углерода объемно-поверхностной закалкой необходимо разработать режим
аустенизации так, чтобы размер зерна не был крупнее №11. Это обеспечит
высокое сопротивление хрупкому разрушению, повышенный запас вязкости и
будет препятствовать образованию закалочных трещин. Охлаждение при закалке
должно быть равномерным и интенсивным, что снижает до минимума
термические напряжения и также препятствует образованию трещин. Этому
содействует и реализация самоотпуска после закалки. Соблюдение этих рекомендаций
позволяет получить высокий комплекс свойств у деталей из стали с содержанием
углерода от 0,4 до 1,2 %.
Исследования разрушения цементованных деталей привели к
выводам, что наличие хрупкого цементованного слоя может
быть причиной хрупкого разрушения всей детали. Как отмечают
многие исследователи, широко распространенная точка зрения,
что цементованные детали должны иметь высокую твердость
поверхностного слоя и высокую вязкость и пластичность
середины детали, неверна! Цементованная деталь должна иметь
прочную и достаточно твердую сердцевину, с тем чтобы максимально
уменьшить возможную пластическую деформацию в подкорковом
слое, вызывающую перенапряжение цементованного слоя и
образование в нем трещины. Поэтому рекомендуется
использовать для цементации стали с повышенным содержанием
углерода, с тем чтобы после термической обработки твердость в
сердцевине была в пределах 30...40 HRC.
§ 9.11. АЗОТИРОВАНИЕ СТАЛИ
При азотировании осуществляют насыщение
поверхностного слоя стали азотом с целью повышения твердости,
износостойкости, предела выносливости и коррозионной
стойкости.
Азотирование проводится в герметичных камерах, куда с
определенной скоростью подается аммиак. При температуре
процесса азотирования 500...600 °С аммиак разлагается по
реакции
2NH3+6H + 2N (атомарн).
Образующийся атомарный азот адсорбируется поверхностью
стальных деталей и диффундирует в металл. .
Для обоснования структур, образующихся в поверхностных
слоях при азотировании, рассмотрим диаграмму Fe — N,
представленную на рис. 9.23, а. Из диаграммы видно, что при
температуре процесса, например, 550 °С возможно образование
следующих фаз в азотированном слое: е-фаза — твердый раствор азота
на базе нитрида Fe3N, который представляет собой фазу
внедрения состава 8,2...11,2% N; у'-фаза — твердый раствор на

Рис. 9.23. Диаграмма состояния «Fe — N». (а); кривая
изменения содержания азота по толщине азотированного слоя,
полученного на железе (б); микроструктуры азотированного слоя,
полученного на железе при температуре 640°С (в)
базе нитрида Fe4N (фаза внедрения с кристаллической решеткой
г.ц.к.), который имеет относительно низкий концентрационный
интервал гомогенности (5,7...6,1 % N); а—азотистый феррит с
максимальным содержанием 0,42 % азота при 590 °С и 0,01 % N
при комнатной температуре.
Nk 58. Каков тип превращения в сплавах железо — азот при температуре
590 °С? *
Ответ: см. с. 276.
При температуре азотирования ~600 °С (выше температуры
эвтектоидного превращения 590 °С) возможны четыре фазы:
в,.у', у и а; из них е, у' и а рассматривались выше, а фаза у'
представляет собой азотистый аустенит, который при
температуре 590 °С распадается на эвтектоидную смесь (a-j-y').
На рис. 9.2, в приведена структура.азотированного слоя после
азотирования при 650 °С и последующего охлаждения до
нормальной температуры.
На практике азотированию подвергаются легированные стали,
с легирующими элементами которых азот, образует нитриды

типа Cr2N, A1N, Mo2N более твердые, чем нитриды железа.
Такие стали называются нитралоями. Типичным нитралоем,
ранее применяемым для изготовления азотируемых изделий,
является сталь 38ХМЮА. Однако повышенное количество А1
в этой стали часто дает хрупкий поверхностный слой.
Используются также менее дефицитные стали ЗОХГТ, 36ХНТМФА и др.
Твердость этих сталей ниже 600...800 HV, но азотированный
слой менее хрупок.
На рис. 9.24, а, б представлены кривые зависимости толщины
азотированного слоя и твердости от температуры процесса.
Наивысшей твердости удается достичь при низкой температуре
азотирования (500 °С). Для получения слоя толщиной 0,5 мм
требуется время порядка 60 ч. Для ускорения процесса
азотирования проводят ступенчатое азотирование: I стадия — при
500...520°С в течение 12...15 ч, II стадия — при 500...600 °С.
Вторая стадия обеспечивает резкое ускорение диффузии, и
общая длительность процесса сокращается в 1,5...2 раза без
существенного понижения твердости, что имело бы место при
одинарном азотировании при 570...600 °С. Установлено, что
скорость азотирования можно повысить в 1,5 раза под влиянием
ультразвука. Одновременно несколько повышается твердость
азотированного слоя.
Новые быстроазотируемые стали, содержащие Ti, V, Zr
(например, стали 30ХТ2НЗЮ, 30ХТ2), позволяют сократить время
азотирования до 3...6 ч. При 600 °С получается азотированный
слой толщиной 0,3...0,5 мм, твердостью — 1000 HV.
При азотировании в поверхностном слое создаются остаточные
напряжения сжатия, что резко повышает усталостную прочность
изделий. Поэтому для повышения усталостной прочности
применяются различные по составу легированные конструкционные
Рис. 9.24. Влияние температуры и продолжительности
процесса на твердость и толщину азотированного слоя (Ю. М. Лах-
тин)

стали (рис. 9.24, а). Твердость их относительно низка (600...
800 HV).
Значительное сокращение времени азотирования достигается
при ионном азотировании, когда между катодом (деталью) и
анодом (контейнером установки) возбуждается тлеющий разряд.
Происходит ионизация азотсодержащего газа, и ионы,
бомбардируя поверхность катода, нагревают его до температуры
насыщения.
Катодное распыление проводят в течение 5...60 мин при
напряжении 1100...1400 В и давлении 0,1...0,2 мм рт.ст.; рабочее
напряжение 400...1100 В, продолжительность процесса от 1 до 24 ч.
В последние годы развивается азотирование при 570 °С в
течение 1,5...3 ч в атмосфере 50 % эндогаза + 50 % аммиака. В
результате процесса на поверхности образуется слой Fe3CN с меньшей
хрупкостью, чем чисто азотистая фаза. Твердость карбонитридного
слоя 600... 1000 HV сильно повышает усталостную прочность.
Для повышения коррозионной стойкости применяется
высокотемпературное азотирование. Процесс проводится при 600...
700 °С, причем необходимое повышение коррозионной стойкости
достигается за 0,5...6 ч. Повышение твердости при этом
незначительное. Такому процессу подвергаются изделия как из
легированных, так и из простых углеродистых сталей. Необходимая
коррозионная стойкость достигается за счет образования
сплошного слоя из е-фазы на поверхности изделия; е-фаза имеет высокую
стойкость против коррозии на воздухе, в воде, в водяном паре.
Азотированию для достижения износостойкости подвергают
цилиндры двигателей, насосов, шестерни, копиры станков, втулки,
клапаны двигателей внутреннего сгорания, матрицы и пуансоны
штампов и всевозможные детали для повышения коррозионной
стойкости (болты, гайки, петли и т. д.). Недостатком азотирования
является хрупкость азотированного слоя.
Практикуется азотирование также в жидких средах состава
40% KCNO + 60% NaCN (тенифер-процесс). Процесс проводят
при 570 °С в течение 0,5...3,0 ч пропусканием через расплав
цианистых солей сухого воздуха. В результате распада солей в сталь при
низких температурах диффундирует в основном азот и на
поверхности изделия образуется тонкий слой (7... 15 мкм) карбонитрида
Fe3(CN) с высоким сопротивлением износу и коррозии. Этот слой
не склонен к хрупкому разрушению.
Достоинством тенифер-процесса является также
незначительное изменение размеров изделия. Недостаток его — токсичность
и высокая стоимость цианистых солей. Тенифер-процесс
рекомендуется для обработки валов, шестерен, штампов, пресс-форм и др.
№ 54. От изделия требуется очень высокая твердость поверхности ^ 1000 HV.
Каким способом можно решить поставленную задачу?
Ответ: 1) использовать малоуглеродистую хромоникелевую сталь и
подвергнуть изделие цементации, закалке, обработке холодом и низкому отпуску,
см. с. 276; 2) использовать сталь 38МЮА и подвергнуть изделие азотированию
при 600 °С, см. с. 276.
Jfc 55. Для изделия очень сложной формы требуется поверхностная твер-

дость ^67HRC. Какой из приводимых в ответах метод обработки рационально
использовать для решения этой задачи?
Ответ: подвергунть изделие: 1) поверхностной закалке, см. с. 276; 2)
азотированию, см. с. 276.
§ 9.12. ДРУГИЕ ВИДЫ ХТО СТАЛЬНЫХ ДЕТАЛЕЙ
Цианирование (нитроцементация) стали. Цианирование
заключается в одновременном насыщении поверхностных слоев
стальных изделий углеродом и азотом.
Цианирование применяется для повышения поверхностной
твердости, износостойкости и усталостной прочности стальных
деталей. Наиболее часто цианирование проводят в жидких ваннах
и в газовой среде.
При жидком цианировании используют ванны с
расплавленными цианистыми солями, например NaCN с добавками солей
NaCl, BaCl и др. При цианировании от взаимодействия солей с
кислородом воздуха происходят реакции
2NaCNO + 02->Na2C03 + CO + 2N(aTOMapH);
2СО-^С02 + С (атомарн)•
Высокотемпературное цианирование при 820...950 °С
сопровождается преимущественным насыщением стали углеродом
(0,6...1,2 %). Количество азота в цианированном слое 0,2...0,6%,
толщина слоя 0,15...2,00 мм. Изделия после цианирования
подвергают закалке и низкому отпуску. В зависимости от температуры
цианирования закалка может проводиться сразу из цианистых
ванн (при Г<850°С) или повторным нагревом при более
высоких температурах процесса цианирования. Окончательная
микроструктура цианированного слоя после закалки состоит из тонкого
слоя карбонитридов Fe2(N, С), Fe3(C, N) на поверхности, после
чего следует слой азотистого мартенсита; твердость 63...65 HRC.
По сравнению с цементацией высокотемпературное
цианирование происходит с большей скоростью, приводит к меньшей
деформации деталей и обеспечивает большую твердость.
Низкотемпературное цианирование проводится при 560...600 °С и
сопровождается преимущественно насыщением стали азотом, но по сравнению
с азотированием процесс является более производительным.
Низкотемпературному цианированию подвергаются инструменты из
быстрорежущих, высокохромистых сталей для повышения
износостойкости за счет образования твердых нитридов. Основными
недостатками жидкостного цианирования являются ядовитость
цианистых ванн и относительно высокая стоимость применяемых
химикатов. Этих недостатков лишен процесс газового
цианирования, называемый нитроцементацией.
Нитроцементация осуществляется в среде газовой смеси из
цементирующего газа и. диссоциированного аммиака. Различают
высоко- и низкотемпературную нитроцементацию.
Высокотемпературной нитроцементации взамен обычной цементации
подвергаются машиностроительные детали при температурах 830...950 °С в

зависимости от требуемой глубины слоя. Для легированных сталей
процесс осуществляют в атмосфере с минимальным количеством
аммиака (до 3%) при 850...870 °С. В этих условиях насыщение
углеродом происходит значительно интенсивней, чем азотом.
Поэтому такой#процесс называется карбонитрированием в отличие
от нитроцементации, проводимой для углеродистых и
малолегированных сталей при повышенном содержании аммиака.
После нитроцементации осуществляют закалку и низкий отпуск
при 160... 180 °С. Твердость достигает 56...62 HRC. В случае
повышенного количества остаточного аустенита после закалки
рекомендуется обработка холодом. Это позволяет повысить твердость до
64 HRC. Низкотемпературной нитроцементации подвергают
инструмент из быстрорежущей стали после нормальной для него
термообработки (закалка + отпуск). Процесс проводится при
550...570 °С в течение 1,5...3 ч. Образуется поверхностный слой
толщиной 0,02...0,04 мм с твердостью 900... 1200 HV, благодаря
чему износостойкость инструмента повышается в 1,5...2 раза.
Преимуществами нитроцементации по сравнению с
жидкостным цианированием являются безопасность в работе, более
дешевый процесс (так как не требуются дорогие химикаты),
возможность более точного регулирования толщины и состава
поверхностного слоя. По сравнению с цементацией глубокое
цианирование имеет ряд преимуществ: меньшая длительность
процесса; меньше деформация деталей; более высокая
износостойкость и усталостная прочность деталей; более простая
термическая обработка; меньшая стоимость процесса. (Если за 100%
принять стоимость процесса газовой цементации, то стоимость
цианирования составляет 134 %, а нитроцементации — 69,5 %.)
Нитроцементация быстро внедряется в промышленность вместо
других видов поверхностного упрочнения методами ХТО, в том
числе и газовой цементации. Однако необходимо учесть, что
нитроцементацию рационально применять для изделий с глубиной
слоя не более 1,0 мм, ибо при большей глубине слоя трудно
предотвратить пересыщение слоя азотом и образование дефектов
структуры, снижающих усталостную прочность.
Следующим методом комплексного насыщения являются суль-
фоцианирование — одновременное насыщение стальных деталей
серой, углеродом и азотом. Этот процесс применяется для
упрочнения металлических фрикционных деталей.
Применяемые в настоящее время детали для пар трения часто
изготовляются из закаленной стали, чугуна. Однако
долговечность таких материалов очень ограничена — детали быстро
выходят из строя из-за схватывания и задиров контактирующих
поверхностей при работе. Для борьбы с этими явлениями может
применяться процесс сульфоцианирования — нагрев деталей при
580...590 °С в течение 3 ч, в жидких ваннах, содержащих в
расплаве карбиды, поташ, желтую кровяную соль и гипосульфит
натрия.
При разложении этих солей образуются атомарный углерод,

азот и сера, которые адсорбируются на поверхности детали и
диффундируют в глубь металла. При этом образуется наружный
слой из сульфидов железа с нитридными включениями и
графитом, с малой твердостью. Далее следует слой из карбонитридов
с твердостью 1000... 1300 HV. Внутренний слой состоит из
азотистого аустенита, который при медленном охлаждении превращается
в эвтектоидную структуру. Сульфоцианированные фрикционные
детали имеют высокий коэффициент трения (около 0,4) и очень
высокую износостойкость, так как не происходит образования
задиров и схватывания материала трущихся деталей.
Борирование заключается в насыщении поверхностных слоев
стальных деталей бором. Диффузионный слой состоит из боридов
FeB и Fe2B толщиной 0,1...0,2 мм с очень высокой твердостью
1800...2000 НВ, что обеспечивает очень высокую износостойкость
при абразивном износе, коррозионную стойкость. Применяется для
обработки втулок грязевых насосов и других деталей,
подвергающихся истирающему абразивному износу.
Диффузионное насыщение металлами производится с целью
упрочнения или придания особых физико-химических свойств
поверхностному слою изделия. Диффузионная металлизация
может проводиться в твердых, жидких и газообразных средах.
Более широкое распространение имеют диффузионное алитирова-
ние, хромирование и силицирование.
№ 56. В чем принципиальное отличие диффузионной металлизации от
цементации и азотирования и как это должно отразиться на технологии
проведения процесса металлизации?
Ответ: см. с. 276.
При твердой металлизации металлизатором служат обычно
порошки ферросплавов, содержащие насыщенный элемент.
В состав порошка добавляется хлористый аммоний NH4C1.
Последний разлагается, в результате чего образуется хлор,
который с металлом образует хлориды. Хлориды металла, в свою
очередь, диссоциируют на поверхности стального изделия с
образованием элемента в атомарном состоянии, который
адсорбируется поверхностью и диффундирует в глубь изделия. В результате
этого образуются твердые растворы железа с металлом или
соответствующие химические соединения.
Диффузионное алитирование проводится с целью повышения
окалиностойкости (до 850...900 °С).
Алитирование в твердой среде проводится в смеси порошков
ферроалюминия (алюминия), оксида алюминия АЬОз и хлористого
аммония NH4C1 при температуре 950... 1000 °С. При этой
температуре происходят процессы
NH4C1 + NH3 + HC1;
6НС1 + 2А1+2А1С1з + ЗН.
На поверхности изделия
Fe + AlCI3+FeCl3 + Al
(атомарн).

Образующийся атомарный алюминий диффундирует в металл,
t образуя в поверхностном слое твердый раствор алюминия с
\ железом. Нужное содержание алюминия в поверхностном слое
(40...50%) достигается на 3...16 ч; толщина алитированного
слоя 0,2...0,5 мм. Легирующие элементы уменьшают глубину
диффузионного слоя.
Жидкое алитирование проводится в расплавленном
алюминии при 750...800 °С. За 45...90 мин достигается толщина слоя
0,2...0,35 мм. Для уменьшения хрупкости поверхностного слоя
проводится диффузионный отжиг изделий при 900... 1000 °С,
при котором происходит диффузия алюминия от поверхности
вглубь и уменьшается концентрация алюминия в поверхностном
слое до 30 %.
Алитированию подвергаются топливники газогенераторных
машин, чехлы термопар, клапаны и другие детали, работающие
при высокой температуре.
Диффузионное хромирование применяется для повышения
окалиностойкости (до 800 °С), коррозионной стойкости в среде
пара, в пресной и морской воде и в кислотах, особенно в азотной
кислоте. Хромирование изделий из углеродистой стали
повышает их твердость и износостойкость. Диффузионный слой при
хромировании технического железа состоит из твердого раствора
хрома в а-железе. Слой при хромировании углеродистой стали
состоит из карбидов хрома (Fe, Сг)?Сз, (Fe, Сг)2зСб. Твердость
слоя доходит до 1200... 1300 HV. Толщина хромированного слоя
в пределах 0,1...0,2 мм. Хромированию подвергают детали паро-
водной арматуры, паросилового оборудования, а также детали,
работающие на износ в агрессивных средах.
Силицированием называется насыщение поверхности
стальных и чугунных изделий кремнием для повышения коррозионной
стойкости в морской воде, в азотной и соляной кислотах. Сили-
цированные детали обладают окалиностойкостью при
температурах до 700...750 °С. Силицированный слой состоит из твердого
раствора кремния в а-железе.
Диффузионная металлизация может быть существенно
интенсифицирована при нанесении на поверхность детали паст или
суспензии, содержащих мелкодисперсные частицы насыщающих
элементов. Использование суспензий, содержащих частицы
алюминия, позволяет получить толщину диффузионного слоя до 0,3...
0,5 мм при температуре процесса 900...1000 °С за 15 мин.
Установлена также возможность использования этого метода при
комплексной диффузионной металлизации сталей алюминием и
кремнием, что существенно повышает жаростойкость покрытий.
Применение комплексного бороалитирования повышает
пластичность, жаростойкость и износостойкость борированного слоя.
Nk 57. Какой способ обработки рационально использовать для повышения
окалиностойкости чугунных колосников топок котлов?
Ответ: 1) алитирование в твердой среде, см. с. 276; 2) алитирование в
жидкой ванне, см. с. 276.

§ 9.13. УПРОЧНЕНИЕ МЕТОДОМ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ (НАКЛЕПОМ)
Эффективным способом поверхностного упрочнения стальных
деталей является наклепывание поверхностного слоя на глубину
0,2...0,4 мм. Основное назначение этого метода — повышение
усталостной прочности деталей машин. Упрочнение наклепом
осуществляется двумя способами: дробеструйной обработкой и
обработкой роликами. При дробеструйной обработке на
поверхность деталей из специальных дробеметов с большей скоростью
направляют поток твердой дроби из белого чугуна диаметром
0,4...2 мм. Удары дроби вызывают пластическую деформацию
металла на глубину 0,2...0,4 мм.
При обработке роликами деформация осуществляется
давлением ролика из твердого металла на поверхность
обрабатываемого изделия. Для осуществления обкатки роликами можно
использовать токарный станок для цилиндрических или
строгальный для плоских изделий. Вместо резцов при обкатке пользуются
приспособлением с роликом, закрепляемым в суппорт станка.
При усилиях на ролик, превосходящих предел текучести
обрабатываемого материала, происходит наклеп на нужную глубину.
Создание в поверхностном слое изделия остаточных напряжений
сжатия повышает предел усталости и долговечность изделий при
работе (рис. 9.25).
Дробеструйной обработке
подвергают изделия типа пружин и
рессор, звенья цепей, гусениц,
гильзы, поршни, зубчатые колеса и др.
Обкаткой роликами обрабатывают
шейки валков и другие детали.
Дробеструйной обработке
подвергают изделия из сталей после
нормализации или закалки, в том
числе закалки ТВЧ. В последнем
случае при наклепывании
происходит превращение остаточного аусте-
нита в мартенсит, что дополнительно
повышает прочность. Этот способ
обработки эффективен и для
деталей из чугуна. Основными
преимуществами этого метода упрочнения
деталей являются простота и
высокая производительность. В ряде
случаев (при обкатке роликами) не
требуется специализированное
оборудование.
В заключение следует отметить,
что во всех рассмотренных случаях
сущность поверхностного упрочне-
Рис. 9.25. Кривые выносливости
сталей до (сплошные линии) и
после (пунктирные)
дробеструйного наклепа (Е. Н. Болховити-
нова)

ния сводится к повышению плотности дислокаций, так как
чем выше плотность дислокации, тем выше напряжение.
Разобранные виды упрочняющей обработки деталей машин
являются основой для создания деталей, обладающих требуемой
конструкционной прочностью. Рациональное использование
упрочняющей обработки позволяет экономить материал за счет
более полного использования ресурсов свойств, которыми обладает
данный материал. В последующих главах разбираются
конкретные конструкционные и инструментальные материалы. Для
выработки навыков правильного их использования ниже
предлагается решить ряд задач, связанных с упрочняющей обработкой
используемых материалов.
№ 58. Какая термическая обработка обеспечивает получение оптимальных
свойств деталей из малоуглеродистых и среднеуглеродистых сталей? Какая при
этом образуется структура?
Ответ: см. с. 278.
№ 59. Установите, какая из сталей 40, ЗОХ, ЗОХР, 27ХГР после закалки
и отпуска детали диаметром 40 мм обеспечит по всему сечению структуру сорбита
отпуска.
Ответ: см. с. 278.
№ 60. На рис. 9.26 приведена С-образная диаграмма превращения аустенита
с наложенными кривыми скорости охлаждения Vn— Vc. В круге 0 50 мм
изобразите схему изменения структуры по сечению после закалки, если скорость
охлаждения от периферии к центру изменялась от Vn до* Vc. В правой части
кружка изобразите схему изменения структуры после отпуска, проведенного
при 600 °С (рис. 9.27).
Ответ: см. с. 278.
Лк 61. То же задание, если скорость охлаждения от периферии к центру
изменялась от 1/п до VK и отпуск проводился при 180 °С.
Ответ: см. с. 278.
№ 62. Какие свойства у детали, обработанной по режиму задачи № 60,
будут низкими?
Ответ: см. с. 278.
Таким образом, основные правила конструирования
технологичных для термической обработки деталей следующие.
Рис. 9.26. Распределение
скоростей охлаждения по
сечению детали
Рис. 9.27. Схемы структур по
сечению детали после отпуска при
600 °С

1. По возможности следует избегать сочетания в одной
детали толстых и тонких сечений, разновременное изменение
температуры в которых приводит к большим внутренним
напряжениям.
2. Следует избегать острых углов и резких переходов в
детали, которые являются концентраторами напряжений. Обычно в
этих местах возникают трещины как при термической обработке,
так и при последующей эксплуатации детали.
3. В изделии следует избегать поднутрений и глухих отверстий,
где хорошо сохраняется паровая рубашка.
4. Для сложных по форме деталей следует предусмотреть
использование легированных сталей, для закалки которых можно
использовать мягкие охладители (масло).
Знание теории и практики термической обработки является
основой для устранения неполадок, возникающих при
термической обработке. Ниже приводится описание различных видов
неполадок, причина которых связана с неправильной технологией
термической обработки или с нетехнологичностью конструкции
детали или материала для данного вида термообработки.
Предлагается самостоятельно установить наиболее вероятную
причину описываемого дефекта, решить, является ли дефектная деталь
окончательным браком, установить метод исправления дефекта и
предложить мероприятия, предотвращающие повторение брака в
дальнейшем.
Для того чтобы иметь информацию о правильности решения
этих задач, на соответствующей странице, которая указывается
после задачи, приводится мнение автора по данному вопросу.
Так как в ряде случаев возможны различные способы решения
задачи, то в ответах приведены решения, которые, по мнению
автора, являются оптимальными. В случае расхождения во
мнениях рекомендуется консультация с преподавателем.
№ 64. Деталь при ступенчатой закалке после изотермической выдержки
охлаждалась в воде. Обнаружены закалочные трещины, см. с. 277.
№ 65. Деталь с глухим отверстием после закалки в воде имеет сетку
трещин на стенках отверстия, см. с. 277.
№ 66. Деталь из стали с 0,45 % С была нагрета при 780 °С и охлаждена
в воде. После закалки деталь имела недостаточную твердость, см. с. 277.
№ 67. Низкоуглеродистая сталь после прокатки получила полосчатое
строение. Вязкость в направлении поперек волокон пониженная, см. с. 277.
№ 68. Деталь из хромоникелевой стали после закалки и высокого отпуска
имеет пониженную вязкость, см. с. 277.
№ 69. При закалке метчиков из стали с 1 % С в воде образуются глубокие
продольные трещины, см. с. 277.
№ 70. Пружины из стали с 1 % С, навиваемые из серебрянки, в холодном
состоянии имеют повышенную хрупкость, см. с. 277.
ЛЬ 71. Детали из среднеуглеродистой стали после закалки в воде имеют
пятнистую (неоднородную) твердость, см. с. 277.
№ 72. Стальные отливки после диффузионного отжига имеют пониженную
вязкость, см. с. 277.
№ 73. Инструмент из хромокремнистой стали после нагрева в электропечи
в атмосфере воздуха после закалки в воде имеет пониженную твердость, см. с. 277.
№ 74. Детали, работающие в условиях циклического нагружения после
закалки в воде и отпуска, имеют пониженный предел выносливости, см. с. 277.

Лв 75. Инструмент из углеродистой стали с 0,9 % С после закалки от
температуры 770 °С в масле имеет пониженную твердость, см. с. 277.
№ 76. Изделия из стали с 0,4 % С после закалки от 930 °С в воде имеют
повышенную хрупкость, см. с. 277.
№ 77. Дисковые фрезы после закалки в воде коробятся, см. с. 277.
№ 78. Изделие после закалки имеет недопустимую по технологическим
условиям окисленную поверхность, см. с. 277.
№ 79. Шестерни из стали 18Х2Н4ВА после цементации, закалки и отпуска
имели оптимальные показатели твердости поверхностного слоя 59...62 HRC и
сердцевины 29...42 HRC. Однако часто шестерни выходили из строя из-за
недостаточной контактной выносливости (питтинга), см. с. 277.
Пояснения к ответам на вопросы по главам 8...9
№ 1. Возможны отжиг, закалка и отпуск стали. Нагрев для отжига и
закалки выше температуры 727 °С в область аустенитного состояния. Нагрев
при отпуске ниже температуры 727 °С.
№ 2. Принципиальное различие в режимах полной и неполной закалки в
температуре нагрева, что определяет степень полноты превращения для до- и
заэвтектоидных сталей.
№ 3. Чтобы осуществить закалку, нужен нагрев в аустенитную область,
т. е. превращение П->А; после этого при охлаждении происходит превращение
А-*М; при отпуске мартенсит подвергается распаду, т. е. М->- продукты распада.
№ 4. Получение мелкого зерна аустенита обеспечивает применение
наследственно-мелкозернистых сталей, сталей, легированных Ti, Zr, V, W; повышенную
скорость нагрева; предотвращение перегрева; оптимальное время нагрева.
№ 5. В интервале Аг\ — 550 °С повышение скорости превращения
объясняется увеличением AG системы. Замедление скорости превращения при
Г<550°С происходит потому, что, несмотря на увеличение AG, сильно
замедляется диффузия углерода, необходимая для образования кристаллов перлита
из аустенита.
№ 6. Увеличение времени превращения связано с уменьшением скорости
диффузии углерода при температурах ниже 550 °С (см. ответ на вопрос № 5).
№ 7. Чем выше степень переохлаждения, тем более мелкокристаллическими
являются продукты превращения (как и при кристаллизации жидкой фазы).
Поэтому следует ожидать, что кристаллы феррита и цементита, которые
образовались при 550 °С, будут мельче, чем образовавшиеся при 700 °С, что видно
из рис. 8.8.
№ 8. Чем мельче зерно, тем больше протяженность границ зерен, которые
препятствуют перемещению дислокации при пластическом деформировании (при
измерении твердости).
№ 9. Согласно рис. 8.8 и 8.11, в этих условиях охлаждения образуется
структура, состоящая из троостита и сорбита.
№ 10. 1) Ответ неточный, так как атомы железа и углерода, имея разный
размер, диффундируют в этих условиях по-разному.
№ П. 2) Ответ не совсем убедительный. Ведь в углеродистой стали при
этих температурах углерод диффундирует.
№ 10. 2) Ответ правильный, но не полный.
№ 11. 1) Это, по-видимому, причина, но не ясно, диффузия каких атомов
является определяющей.
№ 11. 3) По-видимому, это наиболее достоверно, так как атомы л.э.
образуют твердые растворы замещения. Диффузия их в решетке железа идет с малой
скоростью.
№ 12. Причина — трудная диффузия углерода в легированных сталях; это
подтверждается высокой стойкостью легированных карбидов. Хотя в твердом
растворе карбидной фазы нет, но при сближении атомов карбидообразующего
элемента и углерода между ними возникают, по-видимому, более прочные связи,
чем у атомов железа с углеродом.
№ 10. 3) Правильно. Диффузия атомов углерода в этих условиях происходит.
№ 15. 2) Правильно.

Мк 8. Увеличение твердости связано с повышением сопротивления движению
дислокации в феррите более мелкими включениями цементита.
Мк 14. Так как превращение аустенита происходит при температурах, когда
скорость процесса максимальна, то, согласно рис. 8.8, ожидаемая структура —
троостит.
Мк 15. 1) Неправильно. Такая фаза называется ферритом.
Мк 16. Ответ на этот вопрос подсказывает рис. 8.18. Так как при
охлаждении в воде (температура превращения 20 °С выше Мк этой стали), то следует
продолжать охлаждение в такой среде, которая обеспечивала бы получение
температуры около— 100 °С. Такой средой является сухой лед (твердая
углекислота).
Мк 17. Согласно табл. 8.1, никель будет в твердом растворе (мартенсите).
Титан в карбидной фазе, которая связывает углерод. Хром, если мало углерода,
будет в мартенсите. При повышенном содержании углерода часть хрома может
образовать карбиды хрома.
№ 19. У углеродистых сталей сорбит закалки и сорбит отпуска по состоянию
фаз есть феррит и цементит. Различие в форме цементитных частиц.
Мк 21. Сопротивление движению дислокации в углеродистых сталях
достигается в основном мелкими частицами цементитной фазы. В легированных сталей
при равных температурах отпуска легированные карбиды более мел код йс перс ны
и более прочны. Кроме того, движению дислокации препятствуют атмосферы
атомов легирующих элементов в твердом растворе. Поэтому прочностные
свойства легированных сталей после высокого отпуска выше, чем у углеродистых
сталей.
Мк 18. Особенностью закаленной стали являются неравновесное состояние
твердого раствора мартенсита из-за избыточного содержания в нем углерода,
мелкоблочное состояние мартенситных кристаллов, большие внутренние
напряжения, высокая плотность дислокаций. У высокоуглеродистых и особенно
легированных сталей наряду с мартенситом имеется неравновесная фаза —
остаточный аустенит.
Мк 20. Различие в фазовом состоянии этих сталей в том, что углеродистая
сталь состоит из мартенсита отпуска и когерентно связанного с мартенситом
кристалла цементитного типа. У легированной стали мартенсит отпуска обогащен
атомами легирующих элементов хрома и никеля.
Мк 22. При сравнении рис. 8.24, а, б видно, что в случае развития отпускной
хрупкости второго рода высококачественный материал — хромоникелевая сталь —
по вязкости стала в три раза менее надежной, чем углеродистая сталь, и
ожидаемый эффект от ее использования не достигается.
Мк 23. Сдвиг необратимой отпускной хрупкости легированных сталей в
сторону повышенных температур связан с тем, что легирующие элементы тормозят
диффузию углерода.
М 24. 1) Ответ правильный, но недостаточно ясный.
Мк 24. 2) Правильно.
ЛЬ 25. 1) Вы допускаете ошибку. После отпуска при 550 °С эта сталь
находится в состоянии отпускной хрупкости.
№ 26. 3) Это, по-видимому, оптимальный вариант. Охрупчивания ожидать не
приходится. Так как температура низкая, то твердость (износостойкость)
будет высокой. 2) Выбор плохой. При 400 °С обособляются карбиды
марганца, что приведет к охрупчиванию, твердость и износостойкость также будут
низки.
Мк 25. 2) Это, по-видимому, в данных условиях оптимальный вариант.
Можно ожидать, что в этой стали выделяющихся при 650 °С карбидов не
будет (см. табл. 9.2).
Мк 27. 3) Если это произойдет, то будет достигнут отрицательный эффект.
При работе детали карбиды будут выделяться и деталь становится хрупкой.
Л 26. 1) Ошибаетесь. В этих условиях возможно образование необратимой
отпускной хрупкости.
Мк 27. 2) Правильно. 1) Вполне вероятно, что это так. Если коагуляция
происходит в малой степени, то не снижается и статическая прочность. Если
интенсивно, то возможно снижение прочности.
№ 29. 1) Решение возможное, но не оптимальное. Процесс очень длительный.

№ 30. 1) Неправильно. С повышением содержания углерода в стали
твердость мартенсита растет, см. рис. 8.20.
Лбк 29. 2) Неправильно, так как при таком отжиге будет исправлена только
перлитная часть структуры.
№ 30. 2) Правильно. Это видно из рис. 8.18.
№ 31. 1) Правильно. Кроме высокой твердости неполная закалка
обеспечивает получение мелкокристаллического мартенсита, так как при низкой
температуре нагрева не растет аустенитное зерно.
№ 29. 3) Правильно. Это наиболее экономичный вариант.
№ 31. 2) Это только доля правды. Если при такой простоте технологии
не обеспечиваются оптимальные свойства, то использовать ее нельзя.
№ 32. Ко времени 0,8 с после начала охлаждения поверхностные соли
имеют более низкую температуру, чем центральные. Поэтому поверхностные слои
стремятся уменьшить свой объем, но этому препятствует материал внутри
шарика. В поверхностном слое возникают напряжения растяжения, во
внутренних слоях — сжатия. Если растягивающие напряжения больше предела
текучести, то происходит пластическая деформация. После полного охлаждения
шарика в поверхностном слое возникают остаточные напряжения сжатия,
во внутренних слоях — растяжения.
ЛЬ 33. После полного превращения А-*М по всему сечению в
поверхностном слое возникают растягивающие напряжения, потому что
образовавшийся в середине шарика мартенсит, стараясь увеличить объем, будет растягивать
внешнюю оболочку шарика, где мартенсит образовался раньше. Если
растягивающие фазовые напряжения окажутся больше предела прочности, в оболочке
шарика возникает трещина.
ЛЬ 34. Оптимальный режим охлаждения: повышенная скорость до
температуры начала мартенситного превращения Мн и медленное охлаждение в интервале
температур точек Мн—Мк. Тогда возникают большие термические
напряжения —а и малые фазовые напряжения +о\ Таким образом, суммарные
напряжения в поверхностных слоях будут напряжениями сжатия.
ЛЬ 35. Положительная особенность масла в том, что оно охлаждает
медленно в районе мартенситного превращения, когда возникают большие
растягивающие остаточные напряжения (см. рис. 9.6,6).
ЛЬ 36. Как видно из рис. 8.20, а, твердость мартенсита зависит от содержания
углерода. Поэтому закаливаемость определяется содержанием углерода в стали.
ЛЬ 37. Если скорости охлаждения подобны приведенным на рис. 8.13, то
структура от поверхностных слоев к центру будет M-*M + T-*T->T + C-»-
->С-*С + П.
№ 38. 1) Решение абсолютно недопустимое: повысив прокаливаемость,
получим рост зерна аустенита, что приведет к хрупкости. 2) Правильно. При этом
следует добиваться, чтобы прокаливаемость выбранной стали DK была близка к
требуемой. Избыточная прокаливаемость вредна, так как имеет место у более
высоколегированных сталей, которые имеют пониженную пластичность и вязкость.
ЛЬ 38а. Так как нагрев при отпуске ниже температуры фазового
превращения, то скорость охлаждения при отпуске не изменяет структуру стали. Однако,
чтобы избежать возникновения термических напряжений, охлаждение после
отпуска проводят на воздухе.
№ 39. I) Ответ правильный, но не точный.
№ 40. 1) Неправильно. После высокого отпуска такая сталь будет обладать
пониженной прочностью.
ЛЬ 39. 2) Правильно. Это оптимальный режим для термической обработки
среднеуглеродистых сталей.
ЛЬ 40. 2) Правильно. Образуется структура мартенсита отпуска, которая для
низкоуглеродистых легированных сталей обеспечивает высокую прочность при
высокой пластичности и вязкости.
№ 41. 1) Правильно. Нормализация и отпуск на зернистый перлит до
закалки предотвращают образование цементитной сетки, снижающей вязкость
детали. 2) Неправильно. После закалки сохраняется сетка цементита, которая
резко снижает вязкость деталей.
ЛЬ 42. Упрочнение от ТМО достигается повышением зернограничного
упрочнения от измельчения блоков, увеличения плотности дислокаций.

№ 43. Так как ТМО повышает прочностные свойства, то создается
возможность изготовлять детали меньшего сечения и меньшей массы.
№ 44. Осуществить вместо производства проката постоянного сечения
выпуск профильного проката, который по форме максимально близок к изделию,
что резко снизит расход металла при последующей механической обработке.
Осуществить ВТМО в процессе проката, что повысит качество металла и за
этот счет создаст возможность уменьшить сечения деталей, а также сэкономить
металл. Применение высокопроизводительной прокатки существенно снизит
потребность и объем малопроизводительной обработки резанием и сильно повысит
производительность труда, снизит потребность в дорогом металлорежущем
оборудовании и в режущем инструменте. Применение заготовок, форма которых
максимально приближена к форме изделия, снизит их массу и связанные с
этим транспортные расходы, уменьшится расход энергии на технологическую
термообработку, необходимую для улучшения обрабатываемости резанием.
№ 45. 1) Неправильно. Из-за высокой твердости такие заготовки нельзя
трудно обрабатывать. 2) Правильно.
№ 46. Наиболее доступно изменение частоты тока, поэтому глубина прогрева
регулируется изменением частоты тока; \i и р нельзя изменить.
№ 47. Опасность роста зерна отсутствует по причине большой скорости
нагрева: аустенитное зерно не успевает вырасти.
Nk 48. 1) Это верно, но не единственная причина. Посмотрите эпюру
напряжений после поверхностной закалки.
№ 49. 1) Высокочастотный нагрев использовать нельзя, так как не
достигается сквозной нагрев заготовки.
№ 48. 2) Правильно.
№ 49. 2) Правильно, так как этим обеспечивается сквозной нагрев.
№ 50. При таком распределении углерода структура поверхностного слоя
П + Ц, далее следует структура П, после этого слоя П + Ф, причем количество
феррита с увеличением глубины возрастает. Там, где диффузия не происходила,
структура состоит из феррита и незначительного количества перлита (при 0,2 % С
перлита около 25 %).
Я* 51. Несмотря на увеличение содержания углерода в поверхностном слое
и некоторое повышение от этого твердости, требуемая износостойкость после
цементации не достигается. Поэтому после цементации требуется закалка
стальных деталей.
№ 55. 3) Правильно. Низкотемпературное азотирование дает требуемую
твердость.
№ 52. В этом случае после цементации проводят нормализацию для
получения мелкозернистой структуры во внутренних слоях. После этого проводят
закалку с нагрева на 770 °С и отпуск при 160 °С, что обеспечивает
износостойкость.
№ 53. Имеет место эвтектоидное превращение 7-^Э(а + у).
№ 54. 1) Ответ неправильный. Требуемой твердости поверхностной закалкой
получить не удается.
№ 55. 1) Неправильно. Требуемая твердость не получится. Кроме того,
сложная деталь после закалки может потрескаться, что связано с большими
затратами.
№ 54. Правильно. Низкотемпературное азотирование обеспечит требуемую
твердость.
№ 56. Так как атомы металлов с железом образуют твердые растворы
замещения, то диффузия этих атомов происходит медленно. Поэтому для
металлизации требуются более высокие температуры и большая длительность
процесса.
№ 57. 1) Решение плохое, так как процесс очень длительный. 2) Решение
оптимальное, процесс реализуется просто и быстро. 3) Решение не лучшее, так
как процесс длительный и сложный.
№ 69. Температура нагрева явно завышена. Выросло зерно аустенита,
к чему склонна эвтектоидная сталь. После закалки образовался
крупноигольчатый мартенсит. Деталь можно перезакалить с нагревом при температурах
точки Ad + 30...50 °С. В дальнейшем закалку проводить с оптимальной
температуры.

№ 63. Выросло зерно. Причина этого: либо рекристаллизация проводилась
после степени деформации, близкой к критической; либо была слишком высокая
температура или длительность отжига. Структуру и свойства можно исправить
нормализацией.
№ 64. Причина: слишком интенсивное охлаждение в области температур
мартенситного превращения, вследствие чего возникли большие фазовые
напряжения. Деталь является окончательным браком. Охлаждение после
изотермической выдержки следует проводить в масле или на воздухе.
№ 65. При охлаждении образовалась паровая рубашка, длительно
сохранившаяся в отверстии. Скорость охлаждения в интервале высоких температур
была мала, не образовались сжимающие термические напряжения. При
превращении А->М возникли большие растягивающие напряжения, вследствие чего
образовались трещины. Деталь является окончательным браком. Нужно
изменить конструкцию детали. Если это невозможно, следует проводить охлаждение
при интенсивном помешивании детали или использовать вместо воды раствор
NaOH в воде.
№ 66. Низкая температура нагрева. После закалки — структура феррита
с мартенситом. Нужно перезакалить. Нагрев при температуре точки Лс3 +
+ 30...50°С.
№ 67. Низкая температура конца прокатки. Нужен дополнительный полный
отжиг.
№ 68. Причина, по-видимому, обратимая отпускная хрупкость. Нужно
повторить отпуск и провести охлаждение от температуры отпуска в масле. В
дальнейшем учесть это при термообработке. Если допускает конструкция, можно
также подвергнуть материал высокотемпературной термомеханической обработке,
что устраняет отпускную хрупкость, или использовать хромоникелевую сталь
с дополнительным легированием молибденом. Можно попробовать повысить
температуру отпуска или увеличить ее длительность, чтобы вызвать некоторую
коагуляцию карбидов.
Л« 69. Причина, по-видимому, в слишком больших фазовых напряжениях.
Брак неисправим. В дальнейшем следует проводить закалку из воды в масло
или ступенчатую закалку.
№ 70. Причина — высокие внутренние напряжения. Следует провести отдых
нагревом при 300 °С.
№ 71. Наличие паровой рубашки, не одинаково удерживающейся в разных
участках. Провести закалку при интенсивном помешивании или использовать для
закалки водные растворы щелочей или солей.
№ 72. Причина — выросшее зерно. Провести после диффузионного отжига
полный отжиг или нормализацию.
№ 73. Причина — выгорание углерода. Если глубина выгорания углерода
больше припуска на шлифовку, изделия являются окончательным браком.
Нужно проводить нагрев в контролируемой нейтральной атмосфере или в
раскисляемой соляной ванне.
№ 74. Большие растягивающие напряжения от быстрого охлаждения в
интервале температур точек МН...МК; следует проводить ступенчатую или прерывистую
закалку. Для повышения значения a_i можно провести поверхностный наклеп.
№ 75. Недостаточная скорость охлаждения. Перезакалить изделие в воде
или лучше, если возможно, применять ступенчатую или прерывистую закалку.
№ 76. Завышенная температура нагрева, образовался грубоигольчатый
мартенсит. Перекалить детали с нагревом до нормальных температур.
№ 77. Возможно, что имело место наклонное погружение детали в воду.
Если устранение этого не помогает, то необходимо осуществлять в последующем
ступенчатую закалку, проводя окончательное охлаждение после выдержки при
температуре выше температуры точки Мн между плитами пресса.
Jfc 78. Причина — нагрев в окислительной атмосфере. Необходима светлая
закалка. Применение защитных сред.
№ 79/Эта сталь после закалки имеет в структуре много остаточного
аустенита (до 35 % и более), что снижает контактную выносливость. Необходимо
после цементации (до закалки) провести высокий отпуск (650 °С). Однако, если
позволяет прочность, лучше применять для шестерен средне- или
малолегированные стали.

№ 23. Как видно лз рис. 8.24, ударная вязкость хромоникелевой стали при
таком отпуске в три раза ниже, чем углеродистой стали. Естественно, что так
обработанная деталь в процессе работы может хрупко разрушиться: вместо
ожидаемого улучшения свойств реально был достигнут отрицательный эффект.
Лк 28. 1) В этих условиях нерационально приобретать установку для
производства контролируемых атмосфер.
№ 58. Для деталей из малоуглеродистых сталей оптимальная структура —
мартенсит отпуска, которая получается после закалки и низкого отпуска при
160...200°С. Для деталей из среднеуглеродистых сталей оптимальная
структура — сорбит отпуска, которая получается после закалки и высокого отпуска
(улучшения).
№ 28. 2) Правильно. Это рационально в данных условиях.
АЬ 60. Структура по сечению после закалки изменяется от мартенсита в
поверхностных слоях до троостита и сорбита в середине (см. рис. 9.27). При
отпуске превращению подвергается мартенсит, как неравновесная фаза.
Структуры троостит закалки и другие равновесные фазы превращаться не будут.
Nk 61. Так как скорость охлаждения по всему сечению больше или равна Кк,
то после закалки по всему сечению структура — мартенсит закалки, которая при
отпуске на 18Q °С превращается в мартенсит отпуска.
Мк 62. Свойства по сечению в случае неполной прокаливаемости будут
разные. Резко пониженной будет ударная вязкость детали.
Nk 59. Решение этой задачи очень важно. Эта методика используется при
определении прокаливаемости при выборе марки стали по заданным свойствам.
Так как требуется получение сорбита отпуска по всему сечению 40 мм, то
необходимо, чтобы после закалки был мартенсит по всему сечению, т. е.
критический диаметр £>99,9 стали должен быть ~40 мм. В справочнике не приводятся
значения критических диаметров, а приводятся диаграммы зависимости твердости
при торцевой закалке. Суть нахождения марки стали с требуемым критическим
диаметром сводится к проверке критических диаметров рассматриваемых сталей.
На основе методики определения D99.9 установлены требуемые при расчете
данные и занесены в приводимую таблицу (см. с. 242—243).
Марка стали
40
ЗОХ
ЗОХРА
27ХГР
50HRC
40
37
37
34

Расстояние от
торца,
мм
6
10
24
26
D
вода
20
30
85
82
50
масло
10
20
60
75
099.9
вода
12
24
42
45
масло
5
10
30
40
Из таблицы видно, что структуру сорбита отпуска обеспечивает ЗОХРА при
закалке в воду. У стали 27ХГР требуемую структуру получим при закалке
в масло.
Глава Ю
КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ
§ 10.1. ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ
Сплавы на основе железа являются пока основными
материалами для изготовления ответственных тяжелонагруженных
изделий благодаря высокому модулю упругости, что обеспечивает
жесткость конструкции.
Конструкционные стали используются для изготовления
деталей машин, строительных конструкций и др. Основные требова-

ния, предъявляемые к конструкционным сталям, — сочетание
высокой прочности и достаточной вязкости, хорошие
технологические свойства, экономичность и недефицитность.
Для изучения материала этой главы следует повторить
материал о конструкционной прочности.
Конструкционные стали подразделяются на углеродистые
стали обыкновенного качества, качественные углеродистые стали,
низколегированные конструкционные стали с содержанием
легирующих элементов до 2 %, среднелегированные стали с
содержанием легирующих элементов в пределах от 2 до 5 % и
высоколегированные стали, содержащие больше 5 % легирующих
элементов.
Свойства конструкционных сталей сильно изменяются в
результате термической и других видов обработки. Вследствие
этого оптимальный выбор марки стали и вида упрочняющей
обработки детали является сложной задачей. Низкое качество
машин из-за отказа деталей в работе во многом происходит
по причине неправильного решения этой задачи.
Ниже рассмотрены основные факторы, влияющие на
конструкционную прочность. Наибольшую прочность имеют стали,
обладающие мелкозернистой основой в виде твердого раствора,
упрочненного мелкодисперсными включениями упрочняющей
фазы.
Оценку степени упрочнения конструкционных сталей можно
сделать исходя из принципа аддитивности от вклада отдельных
составляющих упрочнения в предел текучести стали ат:
от = а о + Д<*г.р. + Дап + Д<ъ + Дстс + А ад + Аод.ч, (10.1)
где ао — сопротивление трения (движению дислокации) решетки
железа (обычно ао = 2,8МПа); Дат.Р.— упрочнение твердого
раствора феррита растворенными в нем легирующими
элементами; Дап — упрочнение за счет перлита в нормализованной
стали или сорбита в улучшенной стали (принимают Дап =
= 0,24% П, где % П — процент перлитной составляющей);
Дстз — зернограничное упрочнение; Дас — субструктурное
упрочнение; Дад — упрочнение вследствие повышения плотности
дислокаций: Дад = аб&р/2 (р — плотность дислокаций на 1 мм2, а=
= 0,3...0,7); Дад.ч. — упрочнение собственно дисперсными
частицами.
Рассмотрим, как количественно можно рассчитать упрочнение
стали составляющими, входящими в уравнение (10.1).
Упрочнение твердого раствора
Дат.р. = Ge2c,
где G — модуль сдвига; е — параметр, зависящий от различия
в размерах атомов г растворенного компонента и растворителя
г0(е= г~г°, с — атомная концентрация растворенного
компонента).

Зернограничное упрочнение Да3 определяется по формуле
Да3 = ао + &*,/2,
где ао — сопротивление движению дислокаций в бесконечно
большом зерне (сопротивление трения решетки); d — диаметр
зерна, мм; к — коэффициент прочности блокировки дислокаций
примесными атомами (для малоуглеродистой стали £ = 20...
25 МПа).
Прирост предела текучести Дас в зависимости от
субструктуры (величины блоков и их разориентировки) будет
где (Тм — предел текучести матрицы, МПа; / — размер субзерен,
мм; к' — коэффициент (для малоуглеродистой стали £' =
= 0,15 МПа).
Прирост упрочнения дисперсными частицами рассчитывается
по формуле
где G — модуль упругости стали при сдвиге; Ь — вектор Бюргер-
са дислокации матрицы (твердого раствора); А,— расстояние
между центрами частиц; г — радиус частицы; Ф — коэффициент,
зависящий от типа дислокации (для винтовой дислокации Ф= 1,
для краевой Ф=-т——). Обычно Ф берется средним для краевой
и винтовой составляющих, т. е. Ф=-9" О—rz.— )• При Расчете
упрочнения принимают 6 = 2,5«10~7 мм; G = 8400 МПа, при
v=y3 для стали Ф=1,25.
Анализ формулы (10.2) показывает, что для определенного
материала дисперсионное упрочнение зависит лишь от
расстояния между частицами и в какой-то степени от их размера.
При пользовании формулой (10.2) экспериментально
(электронно-микроскопическими исследованиями) определяют размер
дисперсных частиц и расстояние между ними. Все остальные
параметры в этой формуле берут из справочных данных.
Упрочнение от дисперсных частиц в общем упрочнении составляет
15...25 %.
Уравнение (10.1) указывает направление повышения
сопротивления стали деформированию. Другим показателем
конструкционной прочности является сопротивление хрупкому
разрушению — надежность работы детали.
Как известно, повышение предела текучести ат ведет к
повышению порога хладноломкости. Грубо можно считать, что
повышение значения ат на каждые 15 МПа вызывает повышение
порога хладноломкости на 4 °С. Дисперсные частицы поэтому
могут повышать хладноломкость по причине повышения ат.
Кроме того, хладноломкость сильно увеличивается, если дис-

персные частицы выделяются по границам зерна. Поэтому
технология обработки должна быть такой, чтобы частицы
выделялись только внутри зерна, при этом по возможности
равномерно.
Но есть один фактор, который, сопутствуя дисперсионному
упрочнению, понижает и хладноломкость, т. е. повышает вязкость
стали. Это в том случае, когда дисперсионное упрочнение
сопровождается измельчением зерна. О роли величины зерна можно
судить по тому, что в сталях уменьшение зерна на один
номер снижает порог хладноломкости на 10...20 °С.
Сопротивление хрупкому разрушению увеличивается, если
упрочняющая фаза имеет форму округлых частиц.
§ 10.2. УГЛЕРОДИСТЫЕ СТАЛИ
Углеродистые стали подразделяются на стали обыкновенного
качества и качественные стали. В сталях обыкновенного качества
количество вредных примесей повышенное (серы до 0,06%,
фосфора до 0,08 %). В качественных сталях допускается серы не
более 0,04 %, фосфора — 0,035...0,040 %.
Углеродистые стали обыкновенного качества. Углеродистые
стали обыкновенного качества делятся на три группы: А, Б и В.
В зависимости от нормируемых показателей (механических
свойств, химического состава) сталь каждой группы
подразделяется на категории. Категории определяют те характеристики,
которые испытываются в данной стали. Категории в группах
следующие: группа А—1, 2, 3; группа Б—1, 2; группа В—1, 2, 3, 4,
5, 6.
Сталь изготовляют следующих марок. Группа А: СтО, Ст1,
Ст2, СтЗ, Ст4, Ст5, Стб; группа Б: БСтО, БСт1, БСт2, БСтЗ,
БСт4, БСт5, БСтб; группа В: ВСт1, ВСт2, ВСтЗ, ВСт4,
ВСт5.
Буквы Ст в марке означают сталь, цифры от 0 до 6 —
условный номер марки. Буквы Б и В перед обозначением марки
означают группу стали (группа А в обозначении марки не
указывается).
Сталь всех групп с номерами марок 1, 2, 3, 4 по степени рас-
кисленности изготовляют кипящей, полуспокойной и спокойной;
сталь с номерами 5 и 6 — полуспокойной и спокойной.
Для обозначения степени раскисления стали после номера
марки добавляют индексы: кп — кипящая, пс — полуспокойная,
сп — спокойная.
Для обозначения категории стали к обозначению марки
добавляют в конце номер категории. Первую категорию в
обозначении марки не указывают.
Например, марку стали ВСт4пс2 следует расшифровать так:
сталь обыкновенного качества, группы В, полуспокойная, второй
категории.

Для обозначения полуспокойной стали с повышенным
содержанием марганца в марке после номера ставят букву Г
(например, СтЗГпс).
Стали группы А поставляются с гарантированными
механическими свойствами (ав, ат, б). (Прочностные свойства
с повышением номера марки увеличиваются, пластичность
понижается.)
В табл. 10.1 приведены допускаемые пределы колебаний
значений ав, <Jt, б в зависимости от толщины заготовки нескольких
марок стали группы А.
Стали группы Б поставляются с нормируемыми
показателями по химическому составу (см. табл. 10.1). В сталях группы
Б дополнительно (к указанным в табл. 10.1 элементам)
допускаются Сг, Ni, Си (не более 0,3% каждого).
Стали группы В поставляются с нормируемыми
механическими свойствами и химическим составом. Механические
свойства сталей группы В такие же, как и у сталей группы А.
В сталях марок ВСтЗсп категории 3, 4, 5 и 6 марок ВСт4пс,
ВСт4сп категории 3 гарантированы дополнительно определенные
значения ударной вязкости при +20 и —20 °С.
По химическому составу сталь группы В соответствует
нормам стали группы Б, поэтому в табл. 10.1 характеристики этих
сталей не приводятся.
Для изделий, при изготовлении которых материал не
подвергается термическому воздействию, следует выбирать сталь
группы А, так как свойства материала в изделии будут
соответствовать нормам по ГОСТу.
Если изготовление детали связано с тепловым воздействием
(горячая ковка, термообработка), то для установления режима
обработки необходимо знание состава стали. Свойства материала
в изделии во многом будут зависеть от режима обработки. Для
изготовления таких деталей рекомендуется выбирать сталь
группы Б.
При изготовлении изделий методом сварки (свариваемость и
свойства металла около шва во многом зависят от режима
сварки) нужно знать состав стали. Свойства металла вдали от зоны
теплового воздействия при сварке соответствуют свойствам
исходного металла. Поэтому для изготовления изделий сваркой
рекомендуется использовать стали группы В.
ЛЬ 1. Завод изготовляет на токарных станках болты. 'Какую сталь для этих
деталей следует использовать, если требуемая прочность <тв>480МПа?
Ответ: сталь марки: 1) БСт5, см. с. 328; 2) Стбсп, см. с. 328; 3) ВСт5,
см. с. 328.
По ударной вязкости и порогу хладноломкости спокойные
стали значительно лучше кипящих. Важно отметить, что
назначение сталей обыкновенного качества весьма многообразно: от
строительных и малонагруженных конструкций неответственного
назначения (Ст1, СтО, БСтО и др.) до средненагруженных
деталей типа крюков кранов, осей, валов, крепежных деталей (Ст5,

Таблица 10.1
Марка стали
Ст1сп
Ст1кп
Ст2пс, СтЗсп
Ст5пс, Стбсп
Стбпс, Стбсп
БСт1кп
БСтбпс
БСтЗсп
БСтбГпс
БСтбсп
Механические свойства
Ов
От
МПа
Стали группы А
320...400
310...400
380...490
500...640
600
—
—
210...250
290...260
320...300
Стали группы Б
—
—
—
—
—
— .
—
—
—
—
б
%
35...32
35...32
26...23
20... 17
15...12
—
—
—
—
—
С
—
,_
—
—
—
0,06...0,12
0,14...0,22
0,28...0,37
0,22...0,30
0>38...0,48
Химический состав, %, не более
Si
—
—
—
—
—
0,05
0,12...0,3
0,05.. .0,17
0,15
0,15...0,35
Мп
—
—
—
—
—
0,25...0,5
04 ...0,65
0,5 ...0,8
0,8 ...1,2
0,5 ...0,8
Р
—
—
—
—
—
0,04
0,04
0,04
0,04
0,04
s
—
—
—
—
—
0,05
0,05
0,05
0,05
0,05

ВСт5, Стб и др.)- Детали из стали Стб могут быть подвергнуты
значительному упрочнению термической обработкой.
До сих пор в СССР детали из сталей обыкновенного качества
используются без термической обработки. Однако термическая
обработка и для этих сталей позволяет повысить комплекс
свойств и достичь существенной экономии металла.
Весьма перспективна термомеханическая обработка (ВТМО)
сталей обыкновенного качества, что осуществляется на
металлургических заводах, и потребитель получает упрочненный
прокат.
Большое количество углеродистой стали используется для
специального назначения: для изготовления мостов (М16С,
СтЗ — мост), судовых корпусов (Ст1С, Ст2С, Ст4Ф и т.д.),
деталей топок (СТЗт), котлов (СтЗк), железнодорожных рельсов,
колес и осей вагонов и др. Специфические требования,
предъявляемые к материалам подобного назначения, оговариваются
ГОСТами и техническими условиями.
Углеродистая конструкционная сталь качественная. От сталей
обыкновенного качества эти стали отличаются меньшим
содержанием серы (не более 0,04 %), фосфора (не более 0,035...0,04 %)
и меньшим количеством неметаллических включений.
Химический состав этих сталей ограничивается более узкими
пределами. Качественные конструкционные стали маркируются
двузначными числами, которые показывают среднее содержание
углерода в стали в сотых долях процента. Например, 08, 10, 15
и т. д. до 85 (соответственно 0,08 % С, 0,10 % С, 0,15...0,85 % С).
Низкоуглеродистые стали могут быть спокойными или кипящими.
Кипящая сталь в конце марки имеет буквы «кп».
К качественным углеродистым сталям относятся также стали
с повышенным содержанием марганца (0,7... 1 %). Такие стали
имеют в конце марки букву Г.
Ниже приводятся свойства ряда качественных
конструкционных сталей (табл. 10.2).
Таблица 10.2
Марка
10
20
30
40
50
60
70
Содержание углерода, %
0,07...0,14
0,17...0,24
0,27...0,35
0,37...0,45
0,47...0,55
0,57...0,65
0,67...0,75
Механические свойства*
<*в
ат
МПа
340
420
500
580
640
690
730
210
250
300
340
380
410
430
6 •
*
%
31
25
21
19
14
12
9
55
55
50
45
40
35
30
* Нормы механических свойств относятся к изделиям диаметром или толщи
ной до 80 мм после нормализации.

Качественные конструкционные стали подразделяются на:
1) низкоуглеродистые (стали высокой пластичности
и малой прочности, марки 08, 08кп, 10, Юкп, 15, 15Г...25Г).
Данные стали применяются для весьма различных малонагруженных
деталей (кулачковые валики, оси, втулки, шестерни),
изготовляемых штамповкой, сваркой, обработкой резанием. Термическая
обработка значительно повышает прочность и вязкость изделий
из этих материалов, что позволяет создавать более легкие
конструкции и экономить металл;
2) среднеуглеродистые стали с содержанием 0,3...
0,55 % применяются после нормализации, улучшения, закалки
ТВЧ и низкого отпуска (в зависимости от требуемых свойств).
Из этих сталей изготовляются валы, шестерни, шатуны,
шпиндели и т. д.;
3) углеродистые конструкционные стали
высокой прочности, износостойкие и с высокими упругими
свойствами содержат углерода от 0,6 до 0,85 %. После закалки и отпуска,
закалки ТВЧ детали из этих сталей могут работать в условиях
трения при наличии высоких статических и вибрационных
нагрузок. Но детали из этих сталей обладают пониженной вязкостью.
Положительной особенностью углеродистых сталей является
достаточно высокий комплекс механических свойств, который
достигается термической обработкой. Углеродистые стали
обладают также хорошими технологическими свойствами
(обрабатываемостью резанием, свариваемостью, штампуемостью). Эти
стали не являются дефицитными, они дешевы.
Основным недостатком углеродистых сталей является малая
прокаливаемость, вследствие чего высокий комплекс свойств
после упрочняющей термообработки может быть достигнут только в
деталях малых сечений.
Недостатком многих углеродистых сталей является
склонность к росту аустенитного зерна (сильная чувствительность к
перегреву или термической обработке).
Кроме того, необходимость использования при закалке
резких охладителей может приводить к повышенному браку.
Поэтому в машиностроении углеродистые стали обычно используются
для изготовления простых деталей небольшого сечения.
№ 2. Какую сталь рационально использовать для изготовления сварной
конструкции с ат>210 МПа?
Ответ: см. с. 328.
S 10.3. ЛЕГИРОВАННЫЕ КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ
Для эффективного использования легированных сталей
инженер должен понимать их положительные стороны и недостатка
по сравнению с углеродистыми сталями.
1. Положительные особенности легированных сталей
обнаруживаются в термически обработанном состоянии. Поэтому из
легированных сталей изготовляются детали, обязательно
подвергаемые термической обработке.

2. В термически обработанном состоянии (закалка + отпуск)
все легированные стали обнаруживают более высокие
показатели сопротивления пластическим деформациям ат по сравнению
с углеродистыми сталями при равном содержании углерода.
3. Большинство легирующих элементов стабилизируют аусте-
нит (увеличивают его устойчивость). В связи с этим при прочих
равных условиях прокаливаемость легированных сталей выше,
чем углеродистых. Поэтому нагруженные детали крупного
сечения следует изготовлять из легированной конструкционной
стали, выбирая при этом сталь такого состава, которая в заданном
сечении прокаливается насквозь.
4. В связи с тормозящим действием легирующих элементов
на распад аустенита выявляется и другая положительная
особенность легированных сталей — возможность применения при
закалке «мягких» охладителей (масла).
№ 3. Какие преимущества имеет закалка в масле по сравнению с закалкой
в воде?
Ответ: 1) уменьшаются фазовые и термические напряжения, см. с. 328;
2) повышается твердость, см. с. 328; 3) повышается вязкость, см. с. 328.
Закалка в масле в значительной степени снижает брак по
закалочным трещинам и короблению. Поэтому при необходимости
проведения термической обработки изделий сложной формы,
даже когда эти изделия имеют небольшое сечение, применение
легированных сталей предпочтительно, так как уменьшается
вероятность брака.
5. Повышение запаса вязкости и сопротивления
хладноломкости легированной стали после закалки и отпуска за счет
легирования (особенно никелем), вследствие чего увеличивается
эксплуатационная надежность деталей машин.
6. В высокоотпущенном состоянии влияние легирующих
элементов на хрупкую прочность определяется тем, как эти элементы
влияют на коагуляцию карбидов и на ферритную фазу. Особенно
благоприятное воздействие оказывает никель, резко снижающий
порог хладноломкости. Такое влияние никеля имеет место и в
сложнолегированных сталях, в составе которых присутствует
этот элемент.
Однако легированные стали имеют и специфические
недостатки.
1. Многие легированные стали подвержены обратимой
отпускной хрупкости.
2. В высоколегированных сталях после закалки имеется
повышенное количество остаточного аустенита, что снижает
твердость, сопротивление усталости. Для устранения Лост требуется
дополнительная обработка.
3. Легированные стали больше углеродистых сталей склонны
к дендтритной ликвации, так как скорость диффузии
легирующих элементов в железе мала. Поэтому при кристаллизации
дендриты обедняются легирующими элементами, междендритный
материал обогащается ими. После ковки, прокатки таких ста-

лей образуется характерная строчечная структура (см. рис. 9.1,
а) и увеличивается неоднородность свойств стали вдоль и
поперек направления деформирования. Сталь с такой структурой
обладает также плохой обрабатываемостью резанием.
Легированные стали, будучи прочными по сравнению с
углеродистыми, в большинстве случаев при равном содержании
углерода имеют худшую обрабатываемость резанием. Это же
затрудняет обработку давлением легированных сталей. Результат
ликвации сказывается и после термической обработки стали.
№ 4. Что необходимо сделать, чтобы после прокатки не образовалась
строчечная структура?
Ответ: 1) подвергнуть слитки диффузионному отжигу, см. с. 328; 2)
подвергнуть прокат отжигу, см. с. 328; 3) подвергнуть слитки неполному отжигу,
см. с. 328.
4. Весьма опасным пороком легированных сталей являются
флокены (особенно в сталях, легированных никелем). Флокены
представляют собой светлые пятна в изломе (рис. 10.1, а). В
поперечном сечении флокены обнаруживаются в виде мелких
трещин с различной ориентацией (рис. 10.1, б). Причиной
возникновения флокенов является выделение водорода, растворенного в
стали.
Растворимость водорода в стали уменьшается с понижением
температуры. Если охлаждение стали медленное, то водород,
выделяющийся из стали, успеет продиффундировать через
толщу слитка и флокены не образуются. При сравнительно быстром
охлаждении водород не успевает продиффундировать и остается
в стали, создавая большие внутренние давления, приводящие к
образованию трещин. Если в стали происходят также фазовые
превращения, которые протекают разновременно в различных
участках слитков из-за неоднородности состава, то появляются
дополнительно еще и фазовые напряжения, усугубляющие фло-
кенообразование. Мерами борьбы с флокенами являются
уменьшение содержания водорода в стали при ее выплавке и
медленное охлаждение слитков в области температур • флокенообразо-
вания (от 200 °С и ниже), а также изотермический отжиг
слитков. Сталь, в которой флокены уже образовались, можно
исправить прокаткой или ковкой заготовки на более мелкие сечения.
При горячей обработке давлением флокены свариваются. Флоке-
ночувствительные стали отмечены в табл. 10.5 знаком «+».
Рис. 10.1. Флокены в стали:
а — излом; б — макрошлиф

5. Легированные стали дороже углеродистых. Стали,
содержащие никель, кроме того, являются дефицитными. В таблицах
в столбце «Индекс стоимости» приводятся данные об
относительной стоимости некоторых легированных сталей. За единицу
принята стоимость стали СтЗ.
Ниже рассматриваются разные группы сталей по их
назначению.
Основное назначение легирующих элементов в
конструкционных сталях. При ознакомлении с легированными сталями
сопоставьте их свойства со свойствами углеродистых сталей и между
собой по табл. 10.3, 10.4 и 10.5.
Ниже приводятся общие сведения о назначении легирующих
элементов в сталях.
В качестве конструкционных машиностроительных сталей
весьма часто используются стали, легированные хромом (0,8...
1,2%). Эти стали имеют несколько более высокую прокаливае-
мость, чем углеродистые стали.
Хром способствует получению высокой и равномерной
твердости стали. Порог хладноломкости хромистых сталей 0...—100 °С.
Ниже рассматривается влияние дополнительного легирования
на свойства хромистых сталей.
1. Для повышения прокаливаемости хромистые стали
дополнительно легируют бором (0,003%). Такие стали имеют порог
хладноломкости на уровне соответстуующих углеродистых
сталей +20...—60 °С, так как бор повышает порог
хладноломкости.
2. Прокаливаемость повышают введением в хромистые стали
марганца (D95 стали 40ХГР порядка 25 мм). Однако марганец
содействует росту зерна, повышает порог хладноломкости до
+40...—60 °С.
3. Для измельчения зерна в состав хромомарганцевых сталей
вводится титан (~0,1 %). Стали 18ХГТ, ЗОХГТ являются
распространенными сталями для изготовления относительно
небольших шестерен.
4. Введение в хромистые стали молибдена (0,15...0,45 %)
повышает прокаливаемость, понижает порог хладноломкости до
—20...—120 °С. Молибден повышает статическую, динамическую
и усталостную прочность стали; устраняет склонность к
внутреннему окислению при нагреве стали в среде эндогаза.
Ванадий в хромистых сталях (0,1...0,3%) измельчает зерно и
повышает прочность и вязкость.
5. Введение в хромистые стали никеля сильно повышает
прочность, прокаливаемость, понижает температурный порог
хладноломкости тем более, чем больше никеля в составе стали.
Дополнительная добавка молибдена снижает отпускную
хрупкость, к чему склонны хромистые стали, содержащие никель.
Хромоникелевые стали обладают наилучшим комплексом свойств.
Однако никель дефицитен и поэтому на практике ограничивают
использование сталей, содержащих никель. Замена значитель-

ного количества никеля равным количеством меди не ухудшает
вязкость легированной никелем стали.
6. При легировании хромомарганцевых сталей кремнием
получаются стали под названием хромансиль (20ХГС, ЗОХГСА).
Эта группа сталей имеет высокий комплекс свойств прочности и
вязкости, хорошо сваривается, штампуется и обрабатывается
резанием. Отмечается, что наличие 1,0...1,7% кремния в сложноле-
гированных сталях сопровождается повышением ударной
вязкости и температурного запаса вязкости.
7. Для повышения прокаливаемости и механических свойств
(вязкости) хромансили дополнительно легируют никелем (сталь
ЗОХСНА). Высокий комплекс прочности и вязкости имеют детали
из хромансилей также после изотермической закалки. (Сталь
ЗОХГС после изотермической закалки при 280...310°С имеет
(Тв=1650 МПа, ао,2=1300 МПа, 6 = 9%, ¥ = 40% и KCU =
= 40 Дж/см2). Эти стали широко используются в
самолетостроении. Основным материалом в современном самолетостроении
являются никелевые хромансили типа ЗОХГСНА.
8. Для наиболее ответственных деталей крупного сечения
применяются сложнолегированные хромоникель-мол ибденовые
стали типа 18Х2Н4В(М)А и 40ХНМА.
9. С повышением содержания углерода во всех сталях
повышается порог хладноломкости, что необходимо иметь в виду при
выборе стали.
10. Присадка свинца, кальция улучшает обрабатываемость
резанием.
Легированная сталь в термически обработанном состоянии
имеет высокий предел текучести за счет возможного действия
всех факторов в уравнении (10.1). Упрочнение от действия
дисперсных частиц упрочняющей фазы может быть достигнуто за
счет подбора состава стали и оптимальной термической
обработки.
В сталях упрочняющими фазами могут быть: 1) карбиды
разного состава; 2) нитриды; 3) карбонитриды; 4) интерметал-
лиды; 5) чистые металлы, мало растворимые в железе,
например почти чистая медь. Наиболее эффективное упрочнение
достигается такими фазами, которые способны растворяться в
твердом растворе (в аустените при нагреве), а потом выделяться
из него и сохраняться в мелкодисперсном состоянии при
температурах обработки или использования изделия.
Так, цементит, нитриды железа не относятся к таким фазам,
потому что хотя они хорошо растворяются в аустените, но,
выделившись из мартенсита при отпуске, склонны к коагуляции.
Карбид титана не эффективен, так как он очень плохо растворяется
в аустените. Эффективными упрочнителям являются VC, VN,
HbC, NbN, МоС и комплексные фазы на их основе.
№ 57. В составе стали имеются Ti и V. За счет чего достигается упрочнение
при ТО такой стали?
Ответ: см. с. 328.

Оптимальное упрочнение от дисперсных частиц достигается
тогда, когда эти частицы мелки и когда расстояние между ними в
твердом растворе мало.
Расчеты показывают, что легированные стали ванадием в
10 раз меньше, чем хромом, позволяет получить значительно
большую эффективность дисперсионного упрочнения Дад.ч, которое
обусловлено тормозящей ролью частиц VC движению
дислокаций. Однако при этом действует еще и величина зерна в стали
Да3, так как границы зерна также препятствуют движению
дислокации.
Чтобы судить об упрочняющей роли дисперсных частиц по
величине зерна, необходимо учитывать, как частицы
взаимодействуют с аустенитом при нагреве (так как величина зерна
феррита охлажденной стали определяется тем, какова была
величина зерна аустенита, из которого образовался феррит при
охлаждении стали).
Частицы типа VC относительно легко растворяются в аусте-
ните, поэтому при нагреве выше 950 °С они уже не тормозят рост
зерна аустенита. При охлаждении стали частицы VC выделяются
из твердого раствора, обеспечивая эффект упрочнения только за
счет дисперсных частиц. Упрочнения от измельчения зерна
феррита не будет. Чтобы достичь упрочнения за счет
измельчения зерна (субструктуры), необходимо, чтобы в стали были
частицы, которые при нагреве не растворялись бы в аустените и
тем самым тормозили рост аустенитного зерна. Такими
частицами могут быть карбиды ниобия NbC, нитриды алюминия
A1N. Поэтому максимальный эффект упрочнения достигается,
когда в составе стали имеются помимо ванадия элементы Nb
или N, например стали марок 15Г2АФ, 16Г2САФ и др., в
которых упрочнение происходит как от дисперсных частиц VC, так и
от измельчения зерна, создаваемого наличием частиц Nb или N
в стали.
При выборе дисперсионно-упрочняемой стали предпочтение
отдают стали, которая не обеспечивает максимального
упрочнения (в противном случае повышается порог хладноломкости).
Для малолегированных сталей, используемых в горячекатаном
или нормализованном состоянии, это достигается при наличии в
стали до 0,1% V (стали 15ГФ, 15Г2ФС и др.), до 0,05 %Nb
(10Г2Б). При наличии азота и ванадия лучшие механические
свойства будут при содержании в составе стали 0,015...0,025 % N
и 0,08...0,15% V (стали 15Г2АФ, 16Г2САФ и др.), так как
нитриды азота обеспечивают мелкое зерно, карбиды ванадия —
дисперсные частицы, выделяющиеся из феррита. По этой же
причине эффективно совместное легирование несколькими
элементами: 0,08% V и 0,03% Nb; 0,03% Nb и 0,02 Ti; 0,1 % V и
0,06% А1.
Для среднеуглеродистых улучшаемых сталей эффективны для
дисперсионного упрочнения элементы ванадий (до 0,1...0,15%) и
ниобий. Наличие других легирующих элементов (Cr, Mo W и др.)

в этих сталях повышает прокаливаемость, устраняет отпускную
хрупкость. После отпуска дисперсная фаза должна быть
полностью обособлена из твердого раствора. Это достигается
высоким отпуском, при назначении температуры которого
необходимо избегать отпускной хрупкости.
Выше рассматривался вопрос о влиянии термической
обработки на свойства стали и отмечалось, что легированные стали с
низким содержанием углерода после закалки и низкого отпуска
со структурой мартенсита отпуска обладают высоким
комплексом механических свойств. Среднеуглеродистые легированные
стали оптимальные свойства имеют в состоянии закалки и
высокого отпуска со структурой сорбита отпуска. Поэтому
оптимальными для деталей из низкоуглеродистых легированных
сталей являются закалка и низкий отпуск; для среднеуглероди-
стых сталей — закалка и высокий отпуск.
Таким образом, наибольший эффект повышения механических
и технологических свойств стали зависит от назначения разных
легирующих элементов и комбинаций их. Работа со
справочниками позволяет более рационально решать альтернативу выбора
стали по требуемым механическим свойствам. Следует
подчеркнуть, что при оценке нескольких сталей с точки зрения
возможности их использования в конкретном случае следует
остановиться на таком материале, который обеспечивает оптимальную
прокаливаемость. Оптимальной является сталь, обеспечивающая
критический диаметр, равный сечению детали. Стали с более
высокой прокаливаемостью (т. е. более высоколегированные)
использовать не следует, так как это приведет не только к
удорожанию производства, но связано и с ухудшением механических
свойств (прежде всего запаса вязкости).
§ 10.4. НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ
Низколегированные стали содержат до 0,2 % С и до 2...3 %
недефицитных легирующих элементов. По сравнению с
углеродистыми сталями эти стали имеют более высокий предел
текучести, они имеют пониженную склонность к механическому
старению; после закалки и отпуска характеризуются повышенной
прочностью, вязкостью и малой чувствительностью к надрезу.
Низколегированные стали имеют хорошую свариваемость и
низкий порог хладноломкости при достаточной ударной вязкости
KCU~30 Дж/см2. Стали имеют высокий запас пластичности,
поэтому изготовление изделия может осуществляться разными
способами обработки давлением. Обрабатываемость резанием
этих стилей хорошая. Наличие в сталях азота, ванадия,
алюминия при термической обработке увеличивает упрочнение за
счет дисперсных частиц. Другая причина упрочнения этих
сталей — измельчение аустенитного зерна при термической
обработке.
Низколегированные стали используются в машиностроении,

особенно в таких отраслях, как судостроение, вагоностроение,
сельхозмашиностроение, при создании тяжелонагруженных
сварных конструкций. Большая экономия металла достигается при
использовании низколегированных сталей в строительстве
мостов, сварных строительных конструкций. Из сталей с
повышенным содержанием углерода изготовляется гладкий или
периодический профиль для армирования обычных и предварительно
напряженных железобетонных конструкций.
Высокая хладностойкость низколегированных сталей (табл.
10.3) делает перспективным их использование в районах севера и
Сибири. Особо высокие эксплуатационные свойства отмечаются в
сталях, легированных малым количеством карбидо- и нитридо-
образующих элементов в термически обработанном состоянии
(например, сталь 12ГН2МФАЮ).
Использование высокопрочных низколегированных сталей
взамен углеродистых позволяет снизить расход металла на
15...30% и даже до 50% (при а0,2 = 400...600 МПа). Благодаря
этому коэффициент экономической целесообразности замены
углеродистых сталей СтЗ, Ст5 низколегированными сталями
составляет 1,1...1,2. Низколегированные стали применяются в
нормализованном или низкоотпущенном состоянии. Упрочняющая
термическая обработка позволяет повысить коэффициент
экономической целесообразности использования низколегированных
сталей в 1,2...1,3 раза.
№ 6. Какой из материалов Ст5, 14ХГС, 10ХСНД следует использовать
для мостовых ферм, изготовляемых сваркой? Материал должен иметь
ат>250МПа, б>15%.
Ответ: см. с. 328.
№ 7. Каким способом можно повысить механические свойства
строительной низколегированной стали, учитывая, что обычная термическая обработка
строительных конструкций трудно осуществима?
Ответ: см. с. 328.
Термическая обработка конструкционных сталей. По
термической обработке конструкционные стали разделяются на:
цементуемые (термообработка после цементации «закалка -(-низкий
отпуск»), улучшаемые (термообработка «закалка-(-высокий
отпуск»). Особую группу составляют пружинные стали
(термообработка «закалка + средний отпуск»).
Температурный режим закалки устанавливается по
справочнику. Охлаждение при закалке для деталей из углеродистых и
малолегированных сталей проводится в воде (лучше в растворах
NaOH). Охлаждение сталей с повышенной прокаливаемостью,
как правило, осуществляется в масле. Для некоторых сталей
мартенситного класса, например 18Х2Н4В(М)А, полная прока-
ливаемость может быть достигнута и при охлаждении на
воздухе. При выборе температуры высокого отпуска легированных
сталей можно ориентировочно руководствоваться данными из
табл. 10.4, 10.5. Для сталей, склонных к обратимой отпускной
хрупкости, рекомендуется повышенная скорость охлаждения от
высоких температур отпуска.

Марка стали
14Г2АФ
18Г2
10Г2С1
14ХГС
10ХСНД
12ГН2МФАЮ
25Г2С
35ГС
20ХГ2Ц
С
0,12...0,18
0,14...0,2
0,12
0,11...0,16
0,12
0,2...0,29
0,3...0,37
0,19...0,21
Химический состав
Si
Мп
. %
Сг
прочие
Стали для металлических конструкций
0,3...0,6
0,25...0,55
0,9,„1,2
0,4...0,7
0,8...1,1
0,4...0,6
Стали д.
0,6...0,9
0,6...0,9
0,4...0,7
1,2...1,6
1,2...1,7
1,3..Л,65
0,9...1,3
0,5...0,8
m армированш
1,2...1,6
0,8... 1,6
1,5... 1,9
<0,4
0,3
0,3
0,3
0,6...0,9
0,5
(0,07...0,12)V
(0,08...0,14)А1
—
—
(0,5...0,3)Ni
(0,2...0,5)Cu
0,07А1
(1,1...1,7) Ni
(0,15...0,25)Мо
железобетонных конструкций
0,3
0,3
0,9...1,2
—
>0,3Ni
<0,3Cu
Механические свойства
ат
<*в
МПа
290
360
380
350
400
650
40
40
60
460
520
520
500
540
800
60
60
90
ft
21
21
21
22
19
14
14
14
6
кси,
Дж/см-,
при
—40 °С
35
40
40
40
40
35
—
—
—
[Ли ЛРКГ
ж 1 П Д С^ 1\ 1~

стоимости
1,0
1,05
1,07
1,23
1,6
—
—
—
Таблица 10.3
Низколегированные стали

Цементуемые конструкционные стали
Группа
I
II
III
Марка стали
10
15
20
15Г
15Х
15ХРА
20Х
20ХР
18ХГТ
20ХГР
15ХГНТА
ЗОХГТЦ
ЗОХГТ
20ХФ
12ХНЗА
20ХГНР
14ХГ2СР
15ХНГ2ВА
15Х2Г2СВА
18Х2Н4В(М)А
18Х2Н4В(М)А
Температура термообработки, ° С

цементация
930
930
930
930
930
930
970
930
930
Норм 930
930
930
930
900
закалка I
320
800
800
800
880
860
880
960
870
860
840
860(отп)*
860(отп)*
800(отп)*
отпуск
200
200
200
200
180
180
180
200
200
200
200
200
200
200
180
200
200
190
180
160
190
Сечение
чаготов-
ки, мм
20
50
50
до 40
15
25
15
50
15
120
25
15
75
100
ПО
150
до 120
до 500
Механические свойства
От
"в
МПа
250
270
320
300
500
550
650
650
800
800
700
1100
750
800
700
1100
1070
1180
1150
1000
700
»
400
500
550
500
600
750
800
850
1000
1000
950
1500
940
900
950
1160
1170
1280
1240
1200
900
о
ЦТ
%
25
20
18
17
12
15
11
11
9
10
9
12
17
11
12,5
14
11
13,5
10
10
55
50
45
45
45
50
40
45
50
50
50
45
33
52
55
60
48
43
44
45
40
KCU,
Дж/с\г'
70
90
50
80
80
80
90
60
60
90
135
110
96
92
100
50
Твердость

сердцевины НВ
140
150
150
>179
>212
>212
>240
43HRC
>229
270
240
321
350
363
363
370
276

поверхности
HRC
56...62
56
56...62
56... 62
58...62
56...62
56...62
56...62
56...62
56...62
58...63
Индекс

стоимости
1,15
1,2
1,2
1,2
1,2
1,25
1,4
1,25
1,7

Группа
I
II
III
IV
V
Марка стали
40
40Г
45
35ХРА
40Х
40ХР
50
38ХС
ЗОХМ
40ХР
40ХГР
ЗОХГС
25ХГС
40ХН
40ХНР
ЗОХГР
40ХНР
40ХНМА
40ХНМА
34ХНЗМ
38ХНЗМ(В)ФА
30ХН2ВФА
Температура, °С
закалки
850
840
560... 600
860
850 в.м.
840 м.
830
900 м.
830 в.м.
840 м.
850 м.
870
870 м.
820 м.
830 м.
850 м.
850 м.
850 м.
850 м.
860 м.
860 м.
860 м.
отпуска
550...620
550
560...600
600
540...580
540...в.м.
600
630 м.
540 в.м.
520 в.м.
570 в.м.
550 в.м.
550 м.
500
500...550
600
500 в.м.
520 в.м.
520 в.м.
600
620
680
Сечение
заготовки,
мм
До 60
50
До 100
20
До 50
25
20
До 25
25
25
60
25
До 100
25
40
До 30
105...300
До 800
25
От
^в
МПа
400
590
450
460
700
800
520
750
750
850
800
700
650
800
750
800
900
1500
500
750
750
800
700
840
750
630
850
1000
750
950
950
1000
1000
900
800
1000
900
880
1100
1650
1 700
870
900
900
6
У
%
18
20
17
20
10
12
15
12
12
9
11
9
12
11
12
19
10
9
15
14
11
10
40
35
71
40...50
50.
50
50
45
45
45
45
45
45
69
55
45
50
38
38
40
KCU,
йж/см*
45
90
50
20
60
90
70
90
60
80
900
70
70
80
50
60
60
550
90
Порог

хладноломкости, °С
-г-20...—60
+ 20...—60
0...—100
+20...-60
—20... 120
+ 20...—60
+20...—60
+ 40...—60
30...—100
0...—80
+ 20...—60
—40...—120
—40...—120
—60...—140
—40...—120
Склонность к
отпускной
хрупкости
■-
+
+
+
+
+
+
+
+
(+)
(+)
+
+
фло-
кенам
—'
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+
+

Индекс

стоимости
1,05
1.1
1,05
1,15
1,2
1,6
1,3
1,3
1,4
1,55
1,6
1,7
2,2
3,0
3,1
Примечание, в.м. — охлаждение в масле или в воде; м.— охлаждение в масле.

№8. По значению ат для изготовления ответственной детали крупного
сечения подходят стали 40Х, 40ХГН, 34ХНМ. Какой из этих сталей следует отдать
предпочтение?
Ответ: см. с. 328.
№ 9. При какой температуре следует проводить высокий отпуск стали 40ХГ,
чтобы избежать обратимой отпускной хрупкости (см. табл. 8.3)?
Ответ: 1) 450 °С; см. с. 328; 2) 600 °С, см. с. 328; 3) 500 °С, см. с. 328.
§ 10.5. ЦЕМЕНТУЕМЫЕ КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ
К цементуемым относятся малоуглеродистые стали с
содержанием углерода до 0,25 %. Эти стали используются для
изготовления деталей, которые в процессе работы подвергаются
интенсивному изнашиванию и от которых требуются высокие
механические свойства (сопротивление статическим, динамическим
нагрузкам или усталости). Для усиления прочностных свойств
повышают содержание углерода в цементуемых сталях до 0,25...
0,3 %. Для достижения требуемых свойств детали из этих сталей
подвергают также цианированию или нитроцементации.
Цементуемые стали в зависимости от степени упрочняемости
сердцевины детали принято подразделять на три группы:
I. Углеродистые стали с неупрочняемой сердцевиной.
II. Низколегированные стали со слабоупрочняемой сердцеви-
виной.
III. Высоколегированные стали с сильноупрочняемой
сердцевиной.
К третьей группе относятся также сравнительно
малолегированные стали с повышенным содержанием углерода (0,25...0,3 %).
В табл. 10.4 приведены наиболее широко используемые марки
цементуемых сталей, режимы их термообработки и механические
свойства в зависимости от сечения детали, а также индекс
стоимости, показывающий, во сколько раз приведенная сталь
дороже стали СтЗ.
Приняты следующие условные обозначения: ц. — цементация;
з. — закалка; о. — отпуск; з.в. — закалка в воде; з.м. —
закалка в масле; з. I — закалка I; з.П —закалка II, если проводится
двойная закалка; норм. — нормализация; отп. — отпуск. Если
после температуры отпуска стоит буква «в.» или «м.», то это
значит, что охлаждение после отпуска должно быть в воде (в.) или
в масле (м.).
Следует отметить, что как в табл. 10.4 для цементуемых
сталей, так и в табл. 10.5 для улучшаемых сталей приведены
режимы термообработки по ГОСТам для контрольных образцов
при приемке стали. Такая термообработка обеспечивает
получение гарантируемых свойств образцов.
Реальные детали могут обрабатываться по совершенно
другим режимам. Так, детали из малоуглеродистых сталей 20Х,
18ХГТ, 12ХНЗА и других подвергаются цементации, закалке и
низкому отпуску, а для образцов при приемке этих сталей по
ГОСТу рекомендуется применять только закалку и отпуск. Для
деталей фактически не применяется и двойная закалка и др.

Для более полной характеристики сталей в справочниках
приводятся и дополнительные ценные данные — графики изменения
механических свойств в зависимости от значения /от.
Приводятся также диаграммы для определения прокаливаемости сталей
(см. рис. 9.14).
Для определения прокаливаемости в Приложении приводятся
полосы прокаливаемости разных марок сталей. На основе их по
данным § 9.5 определяются критические диаметры D5o, D95, Лад.
Конкретный материал, необходимый для решения
предлагаемых ниже задач по цементуемым сталям, приведен в табл. 10.4.
Для определения прокаливаемости следует использовать
материал § 9.5 и диаграммы, приведенные в Приложении.
Так как создание деталей с требуемыми свойствами может
быть достигнуто и другими средствами, помимо ХТО, то попутно
будут приведены задачи, которые требуют знаний других
методов поверхностного упрочнения деталей.
№ 10. Какой материал следует выбрать для изготовления шестерен коробки
передач, если толщина зуба 6 мм? Изгибающее усилие в ножке зуба может
доходить до 60 МПа. Твердость в поверхностном слое глубиной 1,5 мм должна
быть не ниже 600 HRC. Какой должен быть режим термообработки детали?
Ответ: 1) сталь 15ХРА; наследственно мелкозернистая; ц. + з.м.+
+ о, 200 °С, см. с. 328; 2) сталь 20ХГР; ц. + з.1.м.+з.П.м. + о, 200 °С, см. с. 329.
№ 11. Какую сталь следует выбрать для изготовления вала двигателя
диаметром 35 мм, если материал в детали должен иметь ат^600 МПа, lF>40 %,
KCU>100 Дж/см2, твердость шейки вала >600HRC?
Ответ: 1) сталь 12ХНЗА, ц. + з.м. + о, 200 °С, см. с. 328; 2) сталь 20ХГНР,
ц.+ з.в.+ of 200 °С, см. с. 328; 3) сталь 14ХГ2СР, ц. + норм. + з.в. + о,
180 °С, см. с. 328.
Цементуемые стали наиболее широко используют для
изготовления шестерен, так как высокая твердость в поверхностном слое
повышает усталостную прочность зубьев и уменьшает осповид-
ный износ (питтинг).
Сущность осповидного износа заключается в образовании в
поверхностном слое усталостных микротрещин от циклического
действия нагрузки при работе. Постепенно от поверхности зуба
отделяются небольшие чешуйки металла и образуются оспины
(язвы). Чем выше твердость поверхностного слоя и предел
текучести сердцевины зуба, тем выше контактная выносливость и
общая усталостная прочность зубьев шестерни. Чтобы избежать
поломки зубьев шестерен, твердость сердцевины зуба должна
быть 30...40HRC.
В условиях массового производства нитроцементация
малоуглеродистых сталей и карбонитрирование
повышенно-легированных сталей имеют преимущества перед простой цементацией.
Применение нитроцементации углеродистых сталей обеспечивает
лучшую прокаливаемость поверхностного слоя, что позволяет
получить высокую твердость и износостойкость деталей при
закалке в масле, в то время как цементованный слой при
закалке в масле имеет пониженную твердость переходных структур.
Для карбонитрирования хорошей является сталь 25ХГМТ.

Эта сталь равнозначна по прокаливаемости стали 12Х2Н4А и
рекомендуется в качестве заменителя хромоникелевой
цементуемой стали. Сталь 25ХГМТ обладает хорошими технологическими
свойствами.
Сталь 25ХГМТ становится основным материалом для
изготовления шестерен в автотракторной промышленности, упрочняемых
карбонитрированием или закалкой. Использование карбонитри-
рования для сталей типа 12Х2Н4А, 20Х2Н4А приводит к резкому
увеличению (до 60...70%) остаточного аустенита, снижающему
контактную и усталостную прочность деталей. По данным ЗИЛа,
предельно допустимое содержание Ni в карбонитрированных
сталях составляет 1,2% (сталь 20ХГНТР).
Для повышения усталостной прочности карбонитрированных
деталей в ряде случаев применяется дробеструйный наклеп
поверхностного слоя. Прочность деталей при этом повышается
как за счет образования сжимающих напряжений, так и
структурных изменений в поверхностном слое, которые проявляются в
уменьшении количества остаточного аустенита.
Как отмечалось выше, устранение остаточного аустенита в
легированных сталях можно достичь нагревом их перед
закалкой до температуры ~650 °С.
В целях повышения производительности в ряде случаев
можно заменить цементацию поверхностной закалкой ТВЧ с низким
отпуском (180 °С) сталей типа 55ПП (0,55 % С, ПП —
пониженная прокаливаемость). При этом получают твердость 61...61,5
HRC на глубине 1...2 мм.
§ 10.6. УЛУЧШАЕМЫЕ КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ
Такими сталями являются углеродистые и легированные стали
с содержанием углерода 0,3...0,5%.
В табл. 10.5 приводятся некоторые марки таких сталей и
режимы термообработки, свойства в заготовках разных сечений,
значение температуры верхнего и нижнего порога
хладноломкости. Знаками «+» отмечается чувствительность стали к
отпускной хрупкости и к флокенообразованию.
Улучшаемые стали условно разбиты на пять групп.
К I группе относятся углеродистые стали. Ввиду малой
прокаливаемости высокие механические свойства при использовании
этих сталей достигаются в деталях малого сечения (до 10 мм)
при закалке в воде. Стали этой группы используют также в
нормализованном состоянии.
Ко II группе отнесены стали, легированные
преимущественно хромом или хромом и бором (для увеличения
прокаливаемости). Эти стали имеют несколько более высокую
прокаливаемость и примерно одинаковый с углеродистыми сталями уровень
сопротивления хрупкому разрушению.
Для повышения прокаливаемости хромистые стали
подвергаются дополнительному легированию марганцем, хромом, молиб-

деном (стали 40ХГ, 40ХГР, ЗОХГС, ЗОХМ, ЗОХГТ), примеси
титана измельчают зерно. Эти стали относятся к III группе. Стали,
легированные марганцем, имеют пониженный запас вязкости
(более высокий порог хладноломкости).
К IV группе относятся стали, в состав которых входит 1...
1,5% Ni. Эти стали имеют повышенную прокаливаемость, низкое
значение температуры хладноломкости и повышенную
конструкционную прочность. Их рекомендуют для деталей сечением 40...
70 мм.
Стали V группы имеют 2...3 % Ni и дополнительно
легированы молибденом, вольфрамом для уменьшения обратимой
отпускной хрупкости при высоком отпуске. Стали имеют высокую
прокаливаемость и рекомендуются для деталей сечением >70 мм.
Ниже предлагается решить ряд задач по выбору сталей для
ответственных деталей, работающих в условиях значительных
растягивающих напряжений или при ударных нагрузках. При
подборе режима отпуска необходимо принимать меры для
предотвращения отпускной хрупкости.
№ 12. Какой материал рационально использовать для изготовления шатунов
двутаврового сечения толщиной 10 мм, чтобы обеспечить ат^700 МПа,
KCU>50 Дж/см2? Какова должна быть термообработка деталей?
Ответ: 1) сталь 40, з.в.-fo, 600 °С, см. с. 329; 2) сталь ЗОХМ, з.в. — о,
560 °С, м., см. с. 328; 3) сталь 40XIP, з.м. + о, 570 °С, в.м., см. с. 328.
№ 13. Какой материал следует использовать для болтов фланцевых
соединений трубопроводов высокого давления сечением 20 мм? Требуется от^600 МПа,
Ч/>40%. Рекомендуйте режим термообработки деталей.
Ответ: 1) сталь 40ХГР, з.м. + о, 540 °С, м., см. с. 329; 2) сталь-ЗОХМ,
з.м. + о, 540 °С, см. с. 329; 3) сталь 50, з.в. + о, 600 °С, см. с. 328.
№ 14. Из какой стали детали можно от температуры отпуска 600 °С
охлаждать на воздухе?
Ответ: 1) 40ХНР, 40ХГ, см. с. 329; 2) 40Х, 40ХГР, ЗОХГС, см. с. 329;
3) 45, ЗОХМ, см. с. 328.
Ниже приводятся основные требования, которыми следует
руководствоваться при выборе стали для конкретного
назначения. Высокие значения о>т и ав характеризуют лишь одну
сторону конструкционной прочности — сопротивление материала
деформированию. Наряду с высокими значениями ат материал
должен иметь также высокое сопротивление хрупкому
разрушению Sot. Изменение значений аг и ав стали в сторону повышения
влечет за собой уменьшение значения S0T и повышение порога
хладноломкости. Склонность к хрупкому разрушению зависит
также от коэффициента жесткости нагружения а (см. § 3.1).
Легирование, упрочняя материал, может содействовать хрупкому
разрушению, поэтому не рекомендуется стремиться к
использованию сталей чрезмерно легированных. Так как легирование
увеличивает прокаливаемость, то для деталей, работающих ь
условиях действия ударных нагрузок или больших
растягивающих напряжений, следует ограничиваться такой степенью
легирования, которая обеспечит при закалке получение мартенсита по
всему сечению деталей (необходимые значения D95, Аю.э). Для
деталей, работающих в условиях действия изгиба или среза без

Рис. 10.2. Зависимость свойств сталей от температуры отпуска:
а — сталь 18ХГТ; б — сталь ЗОХГТ
ударного действия нагрузок, можно ограничиться получением по
сечению структуры 90% мартенсита на глубину, равную '/г
радиуса детали. Таким образом, важным критерием при выборе
марки стали является значение критического диаметра D5o
и D95.
Так как разные стали могут иметь одинаковую прокаливае-
мость, то предпочтение следует отдать стали, которая имеет
более низкий порог хладноломкости. К сожалению, в справочной
литературе не всегда приводятся данные о пороге
хладноломкости. Поэтому важное значение приобретает установление
температурного порога хладноломкости непосредственно в заводской
лаборатории.
Помимо приведенных типовых режимов термической
обработки детали из среднеуглеродистых конструкционных сталей
могут подвергаться отпуску при более низкой температуре, что
дает более высокие значения Or, ав, но уменьшает пластичность
и запас вязкости. Судить об образующихся механических
свойствах в этих случаях можно по диаграммам, подобным
показанным на рис. 10.2. В том случае, если детали, изготовленные из
среднеуглеродистой стали, должны иметь повышенную
износостойкость, после улучшения можно проводить поверхностную
закалку ТВЧ и низкий отпуск.
Основным преимуществом индукционной закалки является
сильное измельчение аустенитного зерна и соответственно
получение мелкоигольчатого мартенсита. Создание высоких
остаточных напряжений сжатия после закалки ТВЧ повышает
усталостную прочность.
Помимо поверхностной закалки деталей из среднеуглеродистых сталей типа
45, 45Х большое значение приобретает объемно-поверхностная индукционная
закалка специально для этого создаваемых сталей с пониженной и
регламентированной прокаливаемостью 55ПП, 47ГТ, ШХ4РП. В стали 55ПП 0,55...
0,63% С и мало примесей (Mn, Сг, Ni), содействующих прокаливаемости.
Глубина закаленного слоя должна быть 2...3 мм. В стали 47ГТ 0,44...0,51 % С,

~1,0% Mn, ~0,1 % Ti. Механические свойства стали 55ПП после закалки с
нагревом ТВЧ и отпуска при 180 °С твердость >60 HRC на поверхности,
34 HRC в сердцевине, ав~3000 МПа, предел контактной выносливости
~2000 МПа. Детали из этих сталей приобретают высокую конструкционную
прочность и износостойкость. Для получения мелкого зерна аустенита
(№ 11 —12) производится программное регулирование нагрева.
Например, для термической обработки зубчатого венца ведомой шестерни
автомобиля нагрев длится 76 с; мощность, снимаемая генератором, — 140 кВт;
частота тока 2500 Гц. Для деталей, изготовляемых из стали пониженной про-
каливаемости (55ПП), оптимальная частота тока 100 Гц. При нагреве деталей из
стали 55ПП осуществляется сквозной нагрев. Охлаждение осуществляют так,
чтобы поверхностный слой получил максимальную твердость (>60HRC), а
сердцевина детали, получая дисперсную структуру распада аустенита,
обеспечивает высокую вязкость (30...40 HRC). Сталь 55ПП используется для
изготовления деталей с малой толщиной закаленного слоя (1,5...2,5 мм) типа тяжело-
нагруженных зубчатых колес, крестовин. Из стали 47ГТ изготовляют валы машин
с глубиной закаленного слоя 5...7 мм. Использование сталей типа ПП и РП
позволяет экономить металл благодаря повышению надежности и долговечности
деталей, экономить легирующие элементы, повысить производительность труда
при замене длительных процессов ХТО объемно-поверхностной индукционной
закалкой.
Основные направления повышения конструкционной
прочности стальных деталей. Как можно заключить из анализа
табл. 10.4, 10.5 и рис. 10.2, а, б, максимальные прочностные
свойства От до 1500 МПа при достаточной вязкости KCU =
= 50 Дж/см2 могут быть достигнуты у среднеуглеродистых
сталей .в улучшенном состоянии и у низкоуглеродистых сталей
закалкой и низким отпуском. Дальнейшее повышение предела
текучести может быть легко осуществлено при использовании
сталей с более высоким содержанием углерода в закаленном и
низкоотпущенном состоянии (рис. 10.2, б), однако пластичность
и вязкость деталей из таких материалов низка, в связи с чем при
работе возникает опасность хрупкого разрушения (детали
становятся ненадежными в работе).
В настоящее время существует в основном два направления
для повышения конструкционной прочности стальных деталей:
а) создание новых высокопрочных сплавов; б) использование
новых методов упрочняющей обработки сталей.
Высокопрочные мартенситно-стареющие сплавы (м.с.с).
Высокопрочными сплавами в настоящее время принято считать
сплавы, имеющие предел прочности ав> 1800...2000 МПа при
удовлетворительной пластичности и вязкости.
Такие сплавы относятся к типу мартенситно-стареющих
(американское название марэджинг).
При создании этих сплавов, во-первых, использовали
способность к упрочнению легированного феррита при закалке, в
результате чего образуется безуглеродистый легированный
мартенсит, имеющий Sot ~ 1500 МПа, ат = 500...700 МПа, KCU = 60...
100 Дж/см2.
Высокая прочность легированного мартенсита объясняется
измельчением блочной структуры при закалке, а также
блокировкой дислокаций атомами легирующих элементов, образующих

давление вокруг дислокаций. Отсутствие углерода
предотвращает большие внутренние напряжения и хрупкость. Однако
предел текучести ат легированного мартенсита далеко не достигает
предела текучести многих углеродистых сталей в термически
обработанном состоянии. Поэтому состав сплава подбирается
так, чтобы в нем были элементы, образующие
интерметаллические фазы при старении закаленного сплава, которые эффективно
блокируют дислокации (дисперсионное упрочнение).
В качестве современных дисперсионно твердеющих сплавов
используются сплавы системы Fe — Ni состава 17...25% Ni, 8...
10% Со, ОД..1,5% Ti, 0,1...0,3% Al (С<0,03%) и др.,
например марка Н18К9М5Т. Сплавы Fe —Ni отмеченного состава
характеризуются сильным гистерезисом превращения у^а.
Термообработка мартенситно-стареющего сплава заключается
в нагреве для закалки при 820...840 °С. При этом происходит аус-
тенизация (при выдержке образуется однородный аустенит). При
закалке сплава образуется легированный безуглеродистый
мартенсит. Нагрев после закалки при 430...480 °С приводит к
выделению дисперсных фаз типа №зМ и к значительному упрочнению
сплава (ат = 2000...2100 МПа, ав = 2200...2300 МПа) при
сохранении высокой пластичности 6=10%, Ч; = 50% и вязкости
KCU = 80 Дж/см2. Температурный порог хладноломкости сплава
ниже —150 °С. Прокаливаемость мартенситно-стареющих
сплавов весьма высокая; деформация при термообработке
стабильная. В закаленном состоянии сплав хорошо сваривается. После
сварки сплав подвергается повторному старению, вследствие
чего свойства сварного шва практически не отличаются от
свойств основного металла.
Исключительно высокие механические и технологические
свойства мартенситно-стареющих сплавов создают возможность
их использования для очень ответственных деталей (в
ракетостроении, в авиации и др.).
Для получения высоких свойств пластичности и вязкости эти
сплавы должны быть чистыми от углерода, серы, кислорода для
предотвращения образования карбидов, сульфидов, которые
резко снижают пластичность и способность к перераспределению
напряжений в участках их концентрации.
Основной недостаток мартенситно-стареющих сталей — их
дефицитность из-за большого количества дорогих легирующих
элементов.
Другим направлением, позволяющим существенно повысить
прочность стальных деталей, является термомеханическая
обработка (ТМО). Повторите материал § 9.7.
№ 15. В чем сущность технологии ТМО?
Ответ: при ТМО: 1) производится нагрев стали до аустенитного состояния;
деформация металла в аустенитном состоянии, закалка и низкий отпуск, см.
с. 329; 2) осуществляется закалка деформированной стали, см. с. 329.
На рис. 10.3 приведены механические свойства легированной
стали после ТМО. Важно, что упрочнение, вызываемое ТМО,

Рис. 10.3. Влияние ТМО на механические свойства сталей:
а - сталь состава (0,37 % С, 1,3 % Сг, 3,0 % Ni): / — НТМО — нагрев до 950...
030 °С, гтодстуживание до 470 °С, прокатка, закалка и отпуск при 100 °С; 2 — ВТМО —
нагрев до 950...930°С, прокатка, закалка в масле, отпуск при 100 °С; б — сталь 55ХГР
(влияние ВТМО на циклическую прочность): / — обжатие 15 % + з. + о.,250 °С: 2 —
обжатие 25 % + з. + о,250 °С; 3 — обжатие 50 % +з. + 0,250 °С; 4 — обжатие 50% +
+ з. + о,300°С: 5-обжатие 50 % + з. + о,400 °С; 6 - без ВТМО (з.+ О.520 °С):
7-без ВТМО (з.+ о,250 °С)
обратимо, т. е. может сохраняться после повторной
термообработки. Это сильно расширяет возможности применения ТМО на
машиностроительных заводах за счет использования термомеха-
нически обработанного проката. Путем проведения высокого
отпуска на машиностроительных заводах можно достичь
обрабатываемости резанием такой стали. Закалка и низкий отпуск
готовых деталей восстанавливают высокий комплекс
механических свойств стали.
Основной трудностью осуществления ВТМО в поточной линии горячей
прокатки является синхронизация скорости прокатки и скорости охлаждения
проката по выходу заготовки из валов стана. Использование очень интенсивного
охлаждения в потоке водовоздушной смеси при производстве упрочненного
проката из стали Ст5 после такой обработки дает значения св = 1200 МПа,
ат == 1120 МПа, 6 = 5%, резко повышаются хрупкая прочность, предел
выносливости, уменьшается склонность к закалочному и деформационному старению.
№ 16. Какой из видов ТМО может быть в современных условиях более
перспективен для использования на машиностроительных заводах?
Ответ: использование: 1) НТМО, см. с. 329; 2) ВТМО, см. с. 329.
После ТМО также повышается циклическая прочность
деталей. На рис. 10.3, б показано изменение предела выносливости
о-1 стали 55ХГР от различных степеней обжатия стали
прокаткой при 950 °С и немедленной закалки наклепанного аустенита.
Установлено, что эффективное влияние ВТМО достигается и
другими видами деформации (кручением, поверхностным
наклепом), которые не изменяют существенно форму изделия,
благодаря чему термомеханическая обработка может осуществляться
непосредственно на машиностроительном заводе. Важно, что

ТМО повышает также циклическую прочность в условиях
действия коррозионных сред.
Исследованиями, проведенными в лаборатории Института металлургии
им. А. А. Байкова, установлено положительное влияние на усталостную
прочность механико-термической обработки (MTO) стали. Сущность обработки MTO
заключается в том, что образцы подвергают незначительной холодной
деформации (до 10%), после чего осуществляют искусственное старение при 200...
300 °С. Образцы в таком состоянии обнаруживают существенное повышение
предела выносливости. Упрочняющий эффект увеличивается при многократном
деформировании и старении (обработка MMTO). Повышение циклической
прочности при MTO объясняется интенсивной блокировкой дислокаций атомами
углерода в твердом растворе, а также выделяющимися при старении
карбидами и нитридами. Разблокировка дислокации в процессе циклического
деформирования требует большого времени и более высоких напряжений.
При решении вопроса выбора материала и оптимального
метода упрочняющей обработки деталей необходимо учитывать не
только достигаемый уровень механических свойств, но и другие
факторы. Так, применение мартенситно-стареющих сплавов
(м.с.с.) особенно необходимо, если помимо высокого уровня
прочности к изделиям предъявляются требования
теплоустойчивости, коррозионной стойкости, хорошей свариваемости.
Применение ТМО целесообразно в тех случаях, когда удается совместить
упрочнение с горячей пластической деформацией.
В большинстве остальных случаев технически и экономически
целесообразно применение электрозакалки, обеспечивающей
получение мелкого и сверхмелкого зерна. Н. 3. Шепеляковский
отмечает, что электрозакалка позволяет получить высокий
комплекс свойств. Для этого не требуется использование таких
дефицитных и дорогих материалов, как мартенситно-стареющие стали.
По сравнению с ТМО электрозакалка менее трудоемкий
технологический процесс. При электротермической обработке у сталей
с ферритно-перлитной исходной структурой в результате
применения оптимальных режимов и скоростей нагрева (от 2 до
300 град/с)образуется мелкое зерно № 11 —12, т.е. примерно в
15 раз мельче зерна после обычной термической обработки.
Применением мелкозернистых сталей и повышенных скоростей
нагрева либо сталей с повышенным содержанием
элементов-модификаторов можно достичь ультрамелкого зерна № 14—15.
Резкое измельчение зерна позволяет получить в закаленной стали
уникальное сочетание свойств. Закаленная и низкоотпущенная
сталь 58...61 HRC сохраняет столь высокий комплекс свойств,
что часто при ударном нагружении не наблюдается хрупкое
разрушение. Отмечается, что значение /Cic для насквозь закаленных
образцов, имеющих структуру мартенсита отпуска 58...61 HRC и
зерно № 12, в зависимости от содержания углерода колеблется
от 270 (0,4 % С) до 1600 (1 % С) МН/м2. (При применении
печного нагрева, когда размер зерна № 8, значение К\с снижается
от 1600 до 740 МН/м2.)
Учитывая очень большие перспективы упрочнения детали
электрозакалкой, ниже более подробно рассмотрим сущность и

особенности объемно-поверхностной закалки, суть которой в
том, что при этом обеспечивается глубинный (даже сквозной)
нагрев детали, но закаливается на мартенсит лишь материал в
поверхностных слоях (на определенную глубину). Под слоем
мартенсита образуется структура троостита и сорбита закалки с
твердостью 30...40 HRC.
При ЭТО за счет упрочнения поверхностного и
подповерхностного слоя статическая прочность деталей при кручении и
изгибе выше прочности, получаемой после обычной
поверхностной закалки, на 30...30%.
Сопоставление конструкционной прочности деталей,
подвергнутых объемно-поверхностной закалке, с деталями после
цементации, улучшения или сквозной закалки с низким отпуском
показывает, что достигаются более высокие механические свойства
npji наименьшем легировании стали.
В качестве примеров использования объемно-поверхностной
закалки можно отметить сталь 47ГТ, которую применяют для
изготовления валов диаметром 50...60 мм с глубиной закаленного
слоя 5...6 мм. Сталь 55ПП используется для деталей толщиной
10...20 мм с закаленным слоем глубиной 1,5...2,5 мм. Сталь
ШХ4РП с содержанием углерода 0,95...1,05% используется для
изготовления подшипников качения с толщиной колец 12...16 мм,
на которых получается закаленный слой глубиной 2,5...3 мм. Эти
стали имеют обычное содержание элементов-модификаторов (Ti,
А1) и при лагреве со скоростями 2...3 град/с имеют зерно аусте-
нита № 11 — 12.
Легирование этих сталей модификаторами (А1 + V, V + Nb
и др.) при тех же скоростях нагрева позволяет получить зерно
аустенйта № 14—15, что является дополнительным резервом
прочности для тяжелонагруженных деталей машин.
Возможности ЭТО далеко не исчерпаны, поэтому ее
дальнейшее развитие и внедрение в производство — одна из важных
задач научно-технического прогресса.
№ 17. Заводу необходимо в массовом количестве изготовлять валы
диаметром 50 мм, которые должны иметь значения ат^1500 МПа; yV= 15 %. Какой
материал и способ обработки наиболее эффективно обеспечит выполнение
поставленной задачи?
Ответ: использовать: 1) сталь 40ХНМ, з. -f-o,650 °С, см. с. 329; 2) сплав
типа марэджинг Н18К9М5Т, провести закалку + дисперсионное строение, см. с. 328;
3) сталь 40ХН, в состоянии ВТМО провести высокий отпуск заготовок; после
механической обработки окончательная закалка и отпуск при 580 °С, см. с. 329;
4) сталь 40ХН, провести НТМО и низкий отпуск, см. с. 329.
Рассмотренные выше основы выбора конструкционных сталей
и методов их упрочняющей обработки применимы к самым
разным конструкционным деталям. Выбор конкретного материала и
режим термической обработки детали определяются требуемыми
от детали свойствами.
Ниже рассматриваются материалы для таких
конструкционных деталей, для которых требуются особые технологические
или механические свойства.

§ 10.7. АВТОМАТНЫЕ СТАЛИ
Автоматными называют стали, обладающие повышенной
обрабатываемостью резанием, которая оценивается допускаемой
скоростью резания, стойкостью режущего инструмента, чистотой
поверхности резания. Для количественной оценки
обрабатываемости резанием используются коэффициенты /Ств.спл, /Сбыстр.ст,
которые показывают сравнительную стойкость резца из твердого
сплава (тв. спл.) или быстрорежущей стали (быстр, ст.) при
принятых условиях резания данной стали к стойкости резца при
обработке стали 45, коэффициент обрабатываемости которой
принят за единицу.
Обрабатываемость резанием сильно влияет на
производительность, качество поверхности изделий и себестоимость продукции.
Особое значение имеет обрабатываемость на предприятиях
массового производства. Поэтому разработаны стали разного
состава с повышенной обрабатываемостью резанием. Вначале
это были стали с повышенным содержанием серы и фосфора.
Теперь автоматные стали дополнительно легируют свинцом,
селеном, а в последние годы — кальцием. У автоматных сталей,
содержащих Pb, S, Са, повышается стойкость инструмента в
1...3 раза и скорость резания на 25...50%.
Присадка к легированным хромистым и хромоникелевым
сталям свинца и кальция для улучшения обрабатываемости мало
влияет на механические свойства деталей. После оптимальной
термической обработки такие стали используются для
изготовления нагруженных деталей в автомобильной и тракторной
промышленности (стали. АЦ45Г2, АСЦЗОХМ, АС20ХГНМ).
Автоматные .стали All, А20 и др., имеющие повышенное содержание
серы (0,08...30%) и фосфора (0,10...0,15 %), дают высокую
чистоту поверхности и используются для изготовления малонагру-
женных мелких деталей швейных, текстильных, счетных и других
машин. Их износостойкость может быть повышена цементацией
и закалкой. В табл. 10.6 приводятся марки и механические
свойства некоторых автоматных сталей.
Таблица 10.6
Марка
А12
А20
АС12ХН
С40Х
АС40ХГН
АСЦЗОХМ
АС38ХГН
Характер обработки
Горячекатаная
Нагартованная
Закалка + о, 160 °С
Улучшенная
»
»
»
Механические свойства
<*в
М
420
540
550
520
1000
900
950
ат
Па
—
450
850
750
850
6\%
22
7
10
15
12
12
12
твердость НВ,
не более
160
217
185...201
—
277
—

§ 10,8. СТАЛИ ДЛЯ ИЗДЕЛИЙ,
РАБОТАЮЩИХ ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Особенно большое количество аварий происходит с машинами
и металлоконструкциями, работающими в условиях севера.
Разрушение деталей в условиях севера, а также зимой в
средней полосе происходит потому, что обычные стали имеют
недостаточно низкий температурный порог хладноломкости. Поэтому
для изделий, работающих в отмеченных условиях, необходимо
применение легированных сталей с пониженным значением
порога хладноломкости. Особенно сильно понижены температурные
пороги хладноломкости в никельсодержащих сталях.
Эффективными металлами для работы в условиях севера являются
низколегированные малоуглеродистые стали, которые обладают хорошей
свариваемостью и поэтому пригодны для изготовления сварных
металлоконструкций. В строительных металлоконструкциях
наибольший эффект достигается при использовании термомеханиче-
ски упрочненного проката. Для обеспечения высокого комплекса
механических свойств деталей машин рационально применение
малоуглеродистых сталей, легированных элементами,
содействующими дисперсионному упрочнению и образованию мелкозернистой
структуры после термической обработки. В табл. 10.7 приведены
некоторые марки сталей для работы в условиях пониженных
температур (севера).
Таблица 10.7
Марка стали
10ХСНД
15Г2СФ
12ГН2МФАЮ
Механические свойства
<*В
ао,2
МПа
520
600
700...850
400
450
600...700
б,%
19
17
14
KCU,
Дж/см2, при
—40°С
50
40
35
-70 °С
30
30
Примечание
После закалки и
пуска
от-
Для работы при сверхнизких температурах применяют
криогенные стали и сплавы для изготовления емкостей при
хранении и перевозке сжиженных газов, имеющих очень низкую
температуру кипения (кислород —183 °С, азот —193, водород —253,
гелий —296 °С и др.). При подобных температурах особенно
резко возрастает склонность материала к хрупкому разрушению
(хладноломкость). Основными материалами для работы в
подобных условиях являются аустенитные стали с повышенным
содержанием никеля. В табл. 10.8 приведены некоторые марки и
свойства криогенных сплавов.

Таблица 10.8
Марка стали
0Н9
10Х14Г14Н4Т
10Х18Н10Т
03Х20Н16АГ6
Механические свойства
при +20 °С
от, МПа
650
650
550
700
KCU,
Дж/см2
12
20
20
20
Порог хладноломкости,
°С
7*90
— 130
— 196
— 196
—269
7^50
— 196
— 196
— 196
—269
§ 10.9. РЕССОРНО-ПРУЖИННЫЕ СТАЛИ
Основными требованиями, предъявляемыми к деталям типа
рессор и пружин, являются высокий предел упругости, высокое
сопротивление усталости при достаточной пластичности. Для
углеродистых пружинных сталей значение ао,2 должно быть не
ниже 800 МПа, для легированной стали — не ниже 1000 МПа.
Пластичность 8~5%, 4^20...25 %.
Повышенные значения предела упругости пружинных сталей
достигаются закалкой с последующим среднетемпературным
отпуском при 400...480 °С (в зависимости от марки стали).
Для сталей, используемых для пружин и рессор, необходимо
обеспечить сквозную прокаливаемость деталей, чтобы получить
после отпуска структуру троостита отпуска по всему сечению.
Упругие и прочностные свойства пружинной стали достигаются
также при изотермической закалке.
В табл. 10.9 приведены несколько марок и механические
свойства рессорно-пружинных сталей. Наиболее высокие
механические свойства проволоки для пружин достигаются патентиро-
ванием и последующей протяжкой при степени деформации
8 = 95%, <Тв = 2600 МПа. Эти операции осуществляются на
металлургическом заводе. На машиностроительных заводах
производится часто только навивка пружин и отпуск при 300...350 °С.
Таблица 10.9
Марка стали
65, 70, 75, 86, 55ГС, 65Г
55С2, 60С2, 60ГС, 55СГ28, 50ХФА,
65С2А, 70C3A, 60С2ХА,
65С2ВА, 60С2Н2А
Механические свойства
ов
<тт
МПа
1000...1150
1200... 1300
1600... 1900
800... 1000
1100...1200
1400...1700

Кроме сталей, применяемых для изготовления пружин в
термически обработанном состоянии, в качестве пружинного
материала применяются также высокоуглеродистые стали (У7...У12)
в виде холоднотянутой шлифованной проволоки (серебрянки).
Навитые пружины из серебрянки рекомендуется подвергать
нагреву на 250...300 °С для уменьшения внутренних напряжений.
№ 18. За счет чего достигается высокая упругость пружин, изготовленных
из серебрянки?
Ответ: за счет: 1) состава стали, см. с. 329; 2) термообработки проволоки,
см. с. 331; 3) повышенного содержания углерода в стали и наклепа при
волочении, см. с. 328.
Пружины из углеродистой, марганцовистой, кремнистой стали
могут работать при температурах до 200 °С. Из стали 50ХФА
можно изготовить пружины, работающие при разогреве до
300 °С. Для более высоких температур используются
теплостойкие стали ЗХ2В8Ф (до 500 °С), Р18 — при температурах до
600 °С.
Пружины, работающие в агрессивных средах, изготовляют из
хромистых нержавеющих сталей марок 3X13, 4X13, 9X18 или из
хромоникелевой аустенитной стали Х18Н9.
В целях повышения усталостной прочности не допускается
обезуглероживание при нагреве под закалку и требуется высокое
качество поверхности от наружных дефектов. Рекомендуется
поверхностное-упрочнение пружин и рессор путем наклепа. При
этом на поверхности создаются остаточные напряжения сжатия,
способствующие повышению усталостной прочности. Предел
усталости a_i в результате такой обработки повышается в
1,5...2 раза.
§ 10.10. ИЗНОСОСТОЙКИЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
Износостойкость материала в большой степени зависит от
характера изнашивания. В большинстве случаев материалы,
износостойкие в одних условиях изнашивания, оказываются
совершенно не износостойкими в случае изменения условий
изнашивания.
Ниже будут рассмотрены некоторые износостойкие стали и
сплавы, которые можно использовать для изготовления деталей
машин и механизмов в соответствующих условиях
изнашивания.
Стали и сплавы, износостойкие в условиях истирающего
износа (трения качения, трения скольжения). В подобных условиях
работают детали типа шарико- и роликоподшипников, валы,
детали дорожных и землеройных машин.
Чтобы материал имел повышенную износостойкость в таких
условиях, необходима высокая твердость (рис. 10.4).
№ 19. Какие стали и в каком состоянии следует использовать для
изготовления износостойких деталей?
Ответ: 1) низкоуглеродистые, закаленные, см. с. 329; 2) высокоуглеродистые,

Рис. 10.4. Зависимость абразивного
износа от твердости (В. И. Костецкий)
высокоотпущенные, см. с. 330; 3)
высокоуглеродистые, закаленные, низ-
коотпущенные стали или стали,
подвергнутые поверхностному
упрочнению ХТО и термообработке, см.
с. 330.
Наряду с
высокоуглеродистыми сталями в качестве
износостойких материалов
используют белый чугун,
твердые сплавы. Последние
имеют исключительно
высокую износостойкость.
Особую группу
износостойких сталей составляют
шарикоподшипниковые
стали, имеющие около 1 % С и от 0,6 до 1,5 % Сг:ШХ6 (0,6 % С),
ШХ9 (0,9 % С), ШХ15 (1,5 % С) и др.
При легировании хромом в шарикоподшипниковых сталях
достигается повышение прокаливаемости и износоустойчивости.
К этим сталям предъявляются повышенные требования по
чистоте от неметаллических включений, которые могут быть очагами
при зарождении усталостных дефектов при работе подшипника.
Твердость сталей после закалки и низкого отпуска (150...200 °С)
61...66 HRC.
В качестве износостойкого сплава используется и графитизи-
рованная сталь. Такая сталь имеет в своем составе повышенное
содержание углерода (1,3...1,75 %) и кремния (0,75... 1,25 %).
Благодаря этому часть углерода в стали выделяется в виде
графита.
В отличие от чугуна графитизированная сталь обладает
способностью пластически деформироваться. В закаленном
состоянии она имеет высокую твердость и износостойкость. Графитизи-
рованные стали применяются для изготовления штампов,
калибров, валов (ов « 800 МПа, 6 « 6 %).
Износостойкие материалы в условиях действия ударного
изнашивания в абразивной струе. Типичными деталями,
подвергающимися подобному износу, являются рабочие органы
дезинтеграторов (мельниц для дробления песка). Механизм изнашивания
металла в абразивной струе изучен еще недостаточно. Однако
установлено, что закаленные стали, белый чугун, которые имеют
хорошую износостойкость при истирающем действии абразива,
не имеют практически преимущества при изнашивании ударным
абразивом перед обычной сталью СтЗ. Наиболее
износостойкими материалами в условиях ударного абразивного износа
являются твердые сплавы типа ВК, состоящие из карбидов
вольфрама и кобальта при содержании кобальта около 6 %
(ВК6), но этот материал очень дорог и дефицитен. Более
перспективными являются спеченные стали, с карбидным упрочне-

Рис. 10.5. Влияние наклепа на твердость
углеродистой стали 40 и стали Г13
нием, у которых
износостойкость помимо карбидов
создается упрочняющей
термической обработкой.
Износостойкая
высокомарганцовистая сталь марки
Г13 для работы в условиях
изнашивания,
сопровождаемого большими удельными
нагрузками. Сталь ПЗ имеет
в своем составе 1 1,4 %
углерода и 12.Г.14 % марганца,
она имеет аустенитную
структуру и относительно низкую
твердость (200...250 НВ).
В процессе работы, когда на
деталь действуют высокие
нагрузки, которые вызывают
в материале напряжения,
превосходящие предел текучести, происходит интенсивное
наклепывание стали Г13 и рост ее твердости и износостойкости
(рис. 10.5). При этом сталь сохраняет высокую вязкость.
Благодаря этим свойствам сталь ПЗ широко используется для
изготовления таких деталей, как корпуса шаровых мельниц, щек
камнедробилок, крестовин рельсов, гусеничных траков, козырьков
землечерпалок и т. д. Склонность к интенсивному наклепу является
характерной особенностью сталей аустенитного класса.
Я& 20. Какие стали, кроме Г13, должны отличаться повышенной упрочняе-
мостью при пластических деформациях (диаграммы состояния сплавов см.
рис. 7.7)?
Ответ: Сплавы: 1) Fe — Сг при количестве хрома>15 %, см. с. 330; 2) Fe —
Ni при содержании никеля выше 30 %, см. с. 330.
Ниже предлагается решить задачи по выбору материала для
деталей машин. При решении необходимо учитывать требуемые
механические свойства детали, а также технологичность
рекомендуемого материала. При решении вопроса прокаливаемости, а
также возможности получения требуемой твердости после
закалки используйте диаграммы в Приложении.
№ 21. На заводе решено использовать мелкозернистую сталь 18ХГТ для
изготовления шестерен коробки скоростей легковых автомобилей. Какой
термической обработке должны подвергать шестерни, чтобы получить поверхностную
твердость ^ 60HRC?
Ответ: 1) ц + з.м. + о,180 °С, см. с. 329; 2) ц + з.м. + о, 550 °С, см. с. 329.
№ 22. Какое из предлагаемых решений может быть использовано для
изготовления шестерен с высокой износостойкостью (^ 60НРС) и прочностью?
Ответ: 1) сталь 40ХГ, провести закалку и низкий отпуск, см. с. 330; 2) сталь
20Х, з + о, 180 °С, см. с. 329; 3) сталь 55ПП (индукционная закалка и низкий
отпуск), см. с. 329.
№ 23. Иглы форсунок жидкого топлива должны иметь очень точные
размеры и высокую износостойкость. Какой материал и какую термообработку
для них рационально использовать?

Ответ: 1) сталь 18ХГС, ц. + з. + о, 180 °С, см. с. 330; 2) сталь 38МЮА,
азотирование при 650 °С + з. + о, 180 °С, см. с. 330; 3) сталь 38ХМЮА,
азотирование при 500 °С, см. с. 330.
№ 24. Щиты электродвигателей, куда впрессовываются шарикоподшипники,
имеют сложную конфигурацию. Какой материал и какая технология являются
оптимальными для их изготовления при условии, что ав > 120 МПа?
Ответ: 1) сталь СтЗ, штамповкой, см. с. 330; 2) серый чугун СЧ15, литье
с последующей механической обработкой, см. с. 330; 3) ковкий чугун КЧЗО-6,
горячая ковка в штампах, см. с. 330; 4) высокопрочный чугун ВЧ45, литье, см.
с. 330.
№ 25. Червяки рулевого управления должны обладать высокой чистотой
поверхности, значение от ^ 700 МПа. Рекомендуйте материал для этих деталей
в условиях массового производства.
Ответ: см. с. 331.
§ 10.11. КОРРОЗИОННО-СТОЙКИЕ (НЕРЖАВЕЮЩИЕ) СТАЛИ
Наибольший ущерб деталям механизмов и конструкций
наносит электромеханическая коррозия. Коррозионно-стойкие
металлы должны иметь повышенное значение электрохимического
потенциала: строение их должно быть однофазным. Материал
§ 5.5 следует повторить.
Важнейшими коррозионно-стойкими техническими сплавами
являются стали с повышенным содержанием хрома. На рис.
10.6 показано влияние количества хрома в железохромистых
сплавах на электрохимический потенциал сплава.
Наиболее важными техническими коррозионно-стойкими
сталями являются хромистые и хромоникелевые стали.
Хромистые нержавеющие стали. В большинстве случаев
содержание хрома в таких сталях не ниже 13 % и находится
в пределах 13... 18 % (реже 25...30 %).
Количество углерода в сталях с 13 % хрома может быть от
0,1 до 0,45% (стали 0X13, 10X13, 20X13, 30X13, 40X13). Более
высокохромистые сплавы имеют пониженное количество углерода
(0,1...0,15%) (стали Х17, Х25, Х28).
О равновесном строении хромистых сталей см. на рис. 7.9, а.
На рис. 10.7 показаны области технических хромистых сталей на
диаграмме Fe — Сг.
По структуре стали 0X13, XI7, Х25Т, Х28 относятся к феррит-
ному классу. Стали с повышенным содержанием хрома (17...
30 %) не имеют фазовых превращений в твердом виде и поэтому
не могут быть подвергнуты закалке.
Значительным недостатком феррит-
ных хромистых сталей является их
повышенная хрупкость из-за
крупнокристаллической структуры. Эти стали
склонны к межкристаллической
коррозии от обеднения хромом границ зерен.
Для уменьшения ее в состав сталей
вводится небольшое количество титана,
как более интенсивного карбидообра-
зующего элемента, чем хром.
Рис. 10.6. Влияние хрома на
потенциал £0 сплавов Fe —
— Сг (Штраусе)

Межкристалл итная
коррозия обусловлена тем, что
при нагреве часть хрома
около границ зерна
взаимодействует с углеродом и
образует карбиды. Вследствие этого
концентрация хрома в
твердом растворе у границ зерен
становится меньше 13 % и
сталь в этих участках
приобретает отрицательный
электромеханический потенциал.
Из-за склонности к росту
зерна ферритные стали
требуют строгих режимов
сварки и интенсивного
охлаждения зоны сварного шва и
околошовной зоны.
Недостатком сталей ферритного
класса является также
склонность к охрупчиванию
при нагреве в интервале
температур 450...500 °С.
Из ферритных сталей
изготовляется оборудование
азотно-кислотных заводов
(емкости, трубы).
Стали с повышенным содержанием углерода (стали 10X13,
20X13, 30X13, 40X13) являются мартенситными сталями.
После закалки и отпуска при 180...250 °С стали 30X13, 40X13
имеют твердость до 50...60 HRC и используются для
изготовления режущего инструмента (хирургического), пружин для
работы при температурах до 400...450 °С, карбюраторных игл,
предметов домашнего обихода. Для повышения механических свойств
ферритных хромистых сталей к ним добавляется 2...3 % никеля.
Стали марок 1Х13НЗ, 1Х17Н2 используются для изготовления
тяжелонагруженных деталей, работающих в агрессивных средах.
После закалки от температуры 1000 °С и отпуска при 275...350 °С
предел текучести сталей составляет 1000 МПа.
Хромоникелевые стали аустенитного класса. Хромоникелевые
стали в равновесном и в наклепанном состоянии и при высоких
температурах имеют более высокие механические свойства и кис-
лотостойкость, чем хромистые стали.
По химическому составу хромоникелевые стали являются
высоколегированными. В большинстве случаев находят
применение стали, содержащие 18 % Сг и 9...10% Ni. Стали марок
Х18Н9, 12Х18Н9Т,00Х18Н10 являются сталями аустенитного
класса. Для уменьшения дефицитного никеля часть его в аусте-
нитных сталях заменяют марганцем (сталь 40Х14П4НЗТ).
Рис. 10.7. Диаграмма Fe —Сг и
положение на ней промышленных хромистых
нержавеющих сталей

Для этой же цели в состав сталей вводят азот (0,15...0,4 %),
например сталь марки 0Х20Н4АП1.
Для уменьшения склонности к межкристаллической коррозии
в сталь вводят титан; второй путь — уменьшение количества
углерода (<0,04%). Однако технологически выполнить это
весьма сложно.
Из всех нержавеющих сталей наибольшее применение находят
аустенитные нержавеющие стали. Они имеют высокие
антикоррозионные свойства, достаточно высокую прочность (ат <
<800МПа), высокую пластичность (6 = 40...50 %, г|?=50...60 %),
хорошую свариваемость.
Термическая обработка аустенитных сталей заключается в
закалке с температур нагрева 1000...1050 °С в воду. При нагреве
происходит растворение карбидов хрома в аустените. Выделение
их из аустенита при закалке исключается, так как скорость
охлаждения велика. В результате весь хром сохраняется в твердом
растворе, вследствие чего коррозионная стойкость стали
сохраняется высокой.
№ 26. Как должна изменяться твердость аустенитной стали при закалке?
Ответ: твердость должна: I) увеличиваться, см. с. 330; 2) уменьшаться, см.
с. 330.
Закаленная аустенитная сталь приобретает повышенную
пластичность. Для упрочнения аустенитной стали проводится ее
деформирование при нормальных температурах, что вызывает
эффект наклепа. Предел текучести ат при этом может достигнуть
значений 1000...1200 МПа, предел прочности ав=1200...
1400 МПа. Обрабатываемость резанием аустенитных сталей
плохая.
Стали типа 10Х15Н9Ю « 0,09 % С, 14...16 % Сг, 7...9 % Ni,
0,7... 1,3 % А1) являются аустенитно-мартенситными и могут
подвергаться интенсивному упрочнению закалкой и старением при
450...500 °С (выделяются дисперсные частицы №зА1). Свойства
стали после термообработки ав ~ 1200 МПа, ат « 950 МПа.
Аустенитные стали имеют очень низкий порог хладноломкости
и поэтому с успехом используются для конструкций, работающих
при температурах до —200 °С (сталь Х21Г7АН5).
Для получения особо коррозионно-стойких материалов
аустенитные стали дополнительно легируют медью или медью и
молибденом (сталь 0Х23Н28МЗДЗТ). Для повышения прочности
конструкций из высоколегированных сталей применяют дисперсионно
твердеющие стали (0Х16Н40М5ДЗТЗЮ). После закалки с
1100 °С и старения при 650 °С сплав имеет <тв ~ 1200 МПа,
от -650 МПа, б> 18 %, У>25 %.
Весьма высокую коррозионную стойкость имеют сплавы на
никелевой основе (80 % Ni + 20 % Mo) — хастеллой.
Ассортимент коррозионно-стойких сталей весьма широк. При
применении этих материалов следует руководствоваться
данными справочников, где приводятся сведения о том, для каких

Рис. 10.8. Схема преодоления препятствий при перемещении
дислокаций в условиях ползучести:
а — торможение дислокации препятствием при нормальной
температуре; б — обход препятствия дислокациями при высоких
температурах
агрессивных сред конкретные стали рекомендуются. Наиболее
широкое применение имеют хромоникелевые стали аустенитного
класса в химической и пищевой промышленности. Их основной
недостаток — высокая стоимость и дефицитность никеля.
В целях экономии никеля широко практикуется производство
двухслойных сталей. Основной слой из стали 10, СтЗ, 16ГС и др.,
коррозионно-стойкий слой — из стали 0Х17Н13МЗТ, 0Х18Н9Т,
0Х18Н12Т и т. д. При использовании толстолистовой
двухслойной стали с соотношением слоев 1:4 или 1:5 экономия никеля
составляет до 70...80 %.
Для защиты от коррозии широко используют нанесение на
поверхность изделий коррозионно-стойких покрытий.
§ 10.12. ЖАРОПРОЧНЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
Жаропрочностью называется способность материала
сопротивляться пластическим деформациям и разрушению при
высоких температурах. Жаропрочные материалы используются для
изготовления деталей, работающих при высокой температуре,
когда имеет место явление ползучести (детали котлов, паровых
и газовых турбин и др.).
Сущность механизма ползучести металла повторите по § 5.1.
При ползучести деформация вызывается перемещением
дислокаций в пределах зерен (рис. 10.8, а). Дополнительно к этому
значительная доля деформации реализуется за счет течения
приграничных участков зерен.
При ползучести параллельно происходят процессы
упрочнения (наклеп) от пластической деформации и устранение наклепа
от возврата, полигонизации и рекристаллизации, которые сильно
зависят от степени развитости диффузионных процессов.
При ползучести, как и при деформировании при обычных
температурах, движению дислокации препятствуют различные
факторы (дисперсные включения посторонних фаз, атмосферы
вокруг дислокаций, пороги на дислокациях, барьеры).

Принципиальным различием деформации при ползучести
является возможность обхода дислокациями препятствий путем их
неконсервативного перемещения (переползания), как это
представлено на рис. 10.8, б.
№ 27. В каких условиях может осуществляться перемещение дислокации
неконсервативным путем (переползанием)?
Ответ: 1) при повышенных температурах, см. с. 330; 2) когда достаточно
развиты процессы самодиффузии атомов, т. е. при повышенных температурах,
см. с. 329.
Развитие ползучести в значительной степени зависит от
температуры и длительности нагружения материала. При
относительно низкой температуре Тс<1/2Тпл), когда диффузионные
процессы развиты слабо, преодоление дислокациями препятствий
на пути их движения может осуществляться поперечным
скольжением винтовых компонентов дислокационных петель в другие
плоскости скольжения, где они могут продолжать движение.
В условиях нагружения, когда Тс > /г^пл, диффузионные
процессы достаточно развиты и обход препятствий на пути
дислокации достигается переползанием дислокаций в другие
плоскости скольжения (рис. 10.8, б).
Скорость ползучести de/dx в этом случае устанавливается
по формуле
и
de __ 6'» -JT
dx RT
где а — действующее напряжение; m — коэффициент, примерно
равный 4; и — энергия активации ползучести, значение которой
близко к энергии самодиффузии.
При переползании происходит аннигиляция дисклокаций
разных знаков. Одноименные дислокации скапливаются в
плоскостях скольжения и перегруппировываются в стенки, создавая
малоугловые границы в зернах, т. е. происходит процесс поли-
гонизации (см. § 4.2).
Величина образующихся полигонов (субзерен) постоянная для данной
температуры и скорости ползучести. Поэтому если исходное состояние металла
характеризуется измельченной субструктурой, то в процессе ползучести
образующиеся субзерна укрупняются и наоборот. Это позволяет соответствующей
предварительной обработкой влиять на субструктуру, которая образуется при
ползучести. Границы полигонов являются препятствиями для движущихся
дислокаций и локализуют деформацию в микрообъемах.
После установления субструктуры, оптимальной для данных
условий ползучести, ползучесть реализуется без дальнейшего
деформационного упрочнения.
Помимо деформации внутри зерен большое значение в общей
деформации ползучести имеет деформация в приграничных
участках зерен. Облегчение приграничной деформации
обусловлено сильной развитостью диффузионных процессов в
искаженных участках границ зерен. Этим же объясняется и то, что раз-

рушение при высокотемпературной ползучести происходит по
границам зерен.
Понимание факторов, содействующих ползучести,
является основой по созданию жаропрочных материалов.
Основные направления по созданию жаропрочных материалов
следующие.
1. Так как ползучесть наступает при температурах, близких
и выше температуры рекристаллизации, то все мероприятия,
содействующие повышению температуры рекристаллизации, ведут
к повышению жаропрочности. Так, аустенитные стали имеют
более высокую температуру рекристаллизации, чем ферритные, и
имеют поэтому более высокую жаропрочность. Дополнительное
введение в состав аустенитной стали тугоплавких элементов
(Mo, W, Сг) снижает скорость диффузии, увеличивает
температуру рекристаллизации и жаропрочность.
Температура рекристаллизации сплавов типа твердых
растворов Гр « (0,6...0,8) ГпЛ; для чистых металлов Тр « 0,47"™.
Так как ползучесть протекает в условиях достаточной
развитости процессов диффузии и самодиффузии, то основным
показателем, который характеризует стойкость материала к ползу-
Q
чести, является коэффициент диффузии D = D0e *г. Величина
£), как и энергия активации диффузии (или самодиффузии) Q,
зависит не только от энергии связи между атомами, но и от
структуры сплава.
№ 28. Как изменяется жаропрочность сплава с увеличением значения D
и Q?
Ответ: более жаропрочными будут сплавы: 1) с высоким значением D и
низким значением Q, см. с. 330; 2) с высоким значением Q и низким значением £),
см. с. 330.
Наиболее важно при создании жаропрочных сплавов
добиваться снижения диффузии по границам зерен. Так как
рекристаллизация начинается по границам зерен, то снижение
диффузии в этих участках зерен должно повышать температуру
рекристаллизации и снижать скорость ползучести.
2. Установлено, что введение некоторых элементов сильно
влияет на энергию активации граничной диффузии. Так,
легирование никеля бором повышает отношение энергии активации по
границам зерен и в объеме зерна почти вдвое. Это затрудняет
процессы рекристаллизации.
3. Из превалирующей роли приграничной деформации при
ползучести следует, что крупнозернистый металл в условиях
высокотемпературной ползучести является более жаропрочным, чем
мелкозернистый, потому что у первого меньше протяженность
границ зерен.
4. Следующим мероприятием при создании жаропрочных
сплавов является обеспечение эффективного торможения
движению дислокаций.
Основными способами, которыми пользуются при создании

жаропрочных сплавов, являются те же, что и при упрочнении
обычных конструкционных сплавов.
Лв 29. Какими способами можно затруднить движение дислокации в
металлах?
Ответ: созданием: 1) сплавов типа твердых растворов внедрения, которые
образуют атмосферы Котрелла около краевых дислокаций, см. с. 330; 2)
дисперсионно твердеющих твердых растворов и атмосфер Котрелла из растворенных
атомов около дислокаций, см. с. 330.
Основным способом торможения дислокаций при ползучести
является дисперсионное твердение. Максимальное торможение
дислокации достигается, когда расстояние между дисперсными
частицами не превышает 100 атомных диаметров. Коагуляция
включений приводит к резкому снижению их тормозящей роли.
Поэтому весьма эффективно торможение дислокаций
мельчайшими частицами твердых включений, не способных к коагуляции.
Так, в созданном методом порошковой металлургии
псевдосплаве Ni + Th02 наличие ТЬОг при величине частиц около 0,1 мкм
повышает жаропрочность никеля с 1000 до 1400 °С.
Менее эффективно торможение дислокаций атмосферами
Котрелла, так как дислокации освобождаются от атмосферы
в результате диффузионных процессов.
Установлено, что напряжения, необходимые для движения
дислокаций, заблокированных атмосферами Сузуки, могут быть
очень высокими даже тогда, когда температура близка к
температуре плавления.
5. Жаропрочные сплавы с широким интервалом температуры
их работы должны иметь стабильное строение, поэтому основу
жаропрочных сплавов составляют сложные по составу твердые
растворы. Этим достигается эффективное торможение ползучести
в широком диапазоне температур.
6. Дополнительное увеличение сопротивления движению
дислокаций достигается дисперсионным упрочнением за счет
выделения мелкодисперсных карбидов типа TiC, VC, ZrC, NbC или
интерметаллических соединений типа Ni3Ti, Ni3Al и др. Сущность
дисперсионного упрочнения приведена в § 11.3.
Жаростойкость. Второй важной характеристикой для
материалов, работающих при высоких температурах, является
жаростойкость (окалиностойкость).
Свойство металла сопротивляться химическому действию
окружающей среды при высокой температуре называется
жаростойкостью. [Материал об окислении металлов (§ 5.5) следует
повторить.].
Сплавы на основе железа при температурах выше 570° С
интенсивно окисляются, так как образующаяся в этих условиях
на поверхности металла закись железа FeO (вюстит) имеет
рыхлую кристаллическую решетку, не предотвращающуюся
диффузией атомов кислорода к основному металлу.
Для повышения окалиностойкости в состав стали вводят
элементы, которые имеют большее сродство к кислороду, чем

Рис. 10.9. Влияние хрома на
жаростойкость хромистой стали
железо, и образуют с
кислородом оксиды с плотным
строением кристаллической решетки.
Такими элементами являются
хром, кремний-и алюминий.
Образующиеся оксиды в этих
сталях имеют состав Сг203,
Si02, А120з или более
сложные оксиды, в состав
которых входит также железо (Fe,
Сг)20з, (Fe, Si)203, (Fe,
А1)гОз. Степень
легированное™ стали для
предотвращения интенсивного окисления
зависит от температуры (рис.
10.9).
«№ 30. Сталь должна работат^
при температуре 1000 °С. Сколько
хрома необходимо для создания нужной
окалиностойкости у аустенитной стали?
Ответ: 1)5%, см. с. 330; 2) 10 %, см. с. 330; 3) 18 %, см. с. 330.
В качестве современных жаропрочных сплавов можно
отметить перлитные, мартенситные, аустенитные жаропрочные стали,
никелевые и кобальтовые жаропрочные сплавы, тугоплавкие
металлы (Mo, Nb, W). Наиболее высокую жаропрочность имеют
сплавы на основе вольфрама (до 2200 °С). Ниже приводятся
некоторые жаропрочные сплавы, их свойства и области
применения.
Перлитные, мартенситные жаропрочные стали, сильхромы.
Эти стали применяются главным образом для изготовления
деталей котельных агрегатов, паровых турбин, двигателей
внутреннего сгорания, работающих при температурах до 550 °С.
Жаропрочные стали перлитного класса содержат
относительно мало углерода. Легирование этих сталей хромом, молибденом
и ванадием производится для повышения температуры
рекристаллизации феррита (марки 12Х1МФ, 20ХЗМФ).
Перлитные стали используются в закаленном и высокоотпу-
щенном состоянии.
Большего эффекта упрочнения достигают после нормализации
и отпуска при 600...650 °С, в результате чего образуются
пластинчатые продукты превращения аустенита (типа сорбита
закалки), которые в условиях высоких температур обеспечивают
большую жаропрочность, чем структуры с глобулярными
карбидами типа сорбита отпуска. Повышение жаропрочности
обеспечивает наличие ванадия в сталях за счет образования
дисперсных карбидов ванадия.
Эти стали должны иметь такие значения предела ползучести,
которые приводили бы к остаточной деформации в пределах
до 1 % за время 10 000... 100 000 ч работы.

Перлитные стали обладают удовлетворительной
свариваемостью, поэтому применяются главным образом в сварных
конструкциях (например, трубы пароперегревателей).
Для деталей газовых турбин применяют мартенситные слож-
нолегированные стали (табл. 10.10), в которых элементы Cr, W,
Ni повышают температуру рекристаллизации и образуются
карбиды VC, WC, NbC и др. обеспечивающие повышение прочности
после термической обработки, которая состоит из закалки от
высокой температуры (более 1000 °С) в масле и отпуска на
структуру сорбита, что обеспечивает высокий предел длительной
прочности (а10 =200 МПа для стали 15Х12ВМНФ).
Для изготовления жаропрочных деталей, не требующих
сварки (клапаны двигателей внутреннего сгорания), применяются
хромокремнистые стали — сильхромы.
Сильхром подвергается закалке при нагреве около 1000 °С
и отпуску при 720...780 °С. Приведенные стали могут работать
при 500...600 °С. В случае более высоких температур
применяются стали аустенитного класса.
В табл. 10.10 приведены марки и состав некоторых сталей,
применяемых для работы при повышенных температурах.
№ 31. Детали из хромистой стали перлитного класса иногда в условиях их
работы (Т = 500...550 °С) охрупчиваются. От чего это происходит и что можно
сделать, чтобы повысить хрупкую прочность деталей при работе (см. § 5.4)?
Ответ: происходит: 1) обособление карбидов, следует проводить нагрев при
650 °С, см. с. 330; 2) обособление карбидов Сг из твердого раствора; следует
Класс стали
Перлитный
Мартенсит-
ный
Сильхромы
Дисперсион-
но-твердею-
щие
ЛЛ я п и" я
i'la |Jf\a
12МХ
12Х1МФ
12Х2МФСР
Х5ВФ
15Х12ВНМФ
4Х9С2
Х6С
Х1012М
1Х4В116Б
Х18Н10Т
4Х12Н8Г8МБФ
4XI4H14B2M
С
0,09.. .0,12
0,8...0,15
0,08...0,15
0,15
0,12...0,13
0,35...0,45
0,15
0,35...0,45
Аустенитн
0,07...0,12
0,12
0,34...0,4
0,4...0,5
Т
Химический состав, %
Сг
0,4...0,6
ОД..1,2
1,6...1,9
4...6
11...13
8...10
5...6,5
9...10,5
ые стали
13...15
17...19
11,5...13,6
И...13
Мо
0,4...0,6
0,25...0,35
0,5...0,7
—
0,5...0,7
—
0,7...0,9
1,1...1,4
0,2...0,4
аблица 10.10
другие элементы
(0,15...0,3) V
(0,2...0,35)V
(0,4...0,7) W,
(0,4...0,6) V
—0,2V, -0.9W,
-0,6Ni
(2...3) Si
Ni<0,6
Ni<0,6
(l,9...2,6)Si
(14...17) Ni
(0,9...1,3)Nb
(8...9,5)Ni
(7...9) Ni,
(0,25...0,45)Nb
(1,2...1,5)V
(13...15)Ni,
(2,0...2,7)W

периодически вызывать их коагуляцию нагревами при температуре 600...650 °С,
см. с. ;юо.
Аустенитные жаропрочные стали. Аустенитные стали
применяются в условиях, когда рабочая температура составляет
500...700 °С. Из этих сталей изготовляют клапаны двигателей,
лопатки газовых турбин и т. д.
Основными жаропрочными аустенитными сталями являются
хромоникелевые стали. Для улучшения свойств жаропрочности
аустенитные стали дополнительно легируют вольфрамом,
молибденом, ванадием и другими элементами. Хромоникелевые
аустенитные стали используются после термической, обработки.
Аустенитные стали с добавками других элементов могут быть
подвергнуты закалке, при которой избыточные фазы (карбиды,
нитриды, интерметаллические соединения) растворяются в аусте-
ните. После закалки дается старение при температурах выше
эксплуатационных. Избыточные фазы выделяются из аустенита
в процессе старения в дисперсном состоянии, благодаря чему
увеличивается сопротивление стали ползучести.
Установлено, что ВТМО с обжатием на 25...30 % при 1200 °С
с подстуживанием до 1100... 1000 °С, немедленная закалка и
последующее старение повышают жаропрочность аустенитных
сталей в условиях работы при 550...650 °С. Это достигается
образованием при ВТМО зубчатых границ зерен, препятствующих
развитию и распространению межзеренных трещин при
ползучести.
Л* 32. В чем различие в эффектах закалки обычных и аустенитных сталей?
Ответ: 1) различия нет; образуется мартенсит — сталь становится тверже,
см. с. 330; 2) в аустенитных сталях образуется однородный пересыщенный
примесями аустенит — сталь становится мягче; в обычных сталях образуется
мартенсит — сталь становится тверже, см. с. 300.
Никелевые и кобальтовые жаропрочные сплавы. Эти
материалы применяются в основном для изготовления лопаток турбин
реактивных двигателей, которые работают при температурах
700...900 °С. Никелевые сплавы могут быть разделены на
гомогенные (нихромы, инконели), которые служат в основном как
жаростойкие материалы, и стареющие (нимоники), имеющие
высокую жаропрочность.
Нимоники основного состава представляют собой четверной
сплав Ni —Cr —Ti —А1(Сг»20%, А1«1 ■%, Ti«2 %, Ni —
остальное). Использовать нимоники следует только в термически
обработанном состоянии. Термообработка состоит из закалки с
охлаждением на воздухе от температуры нагрева 1050... 1150 °С. При
этом образуется твердый раствор у с решеткой г. ц. к. При
охлаждении на воздухе происходит частичное перераспределение
Ti и А1 внутри решетки твердого раствора у. Этот процесс
продолжается при старении при 500...600 °С. При нагреве на 600...
850 °С наблюдается выделение у'-фазы с решеткой г. ц. к. типа
Ni3(Ti, А1). Размер частиц у'-фазы около 200...400А* и зависит
* 1А= 10~8 см.

от длительности нагрева. Повышение температуры приводит к
превращению у'-фазы в стабильную при данных температурах
фазу т] — Ni3Ti.
Увеличение жаропрочности сложнолегированных никелевых
сплавов достигается: а) упрочнением границ зерен сплава бором
и церием, которые связывают вредные примеси в тугоплавкие
соединения; б) упрочнением твердого раствора введением
кобальта, молибдена и вольфрама.
В институте им. Байкова доказано, что можно использовать
МТО для повышения длительной прочности. Так,
деформирование никеля при температуре 4,2 К со степенью деформации 3,5 %
и последующий отдых при 20 °С в течение 100 ч понижает
скорость ползучести при 500 °С почти в 85 раз.
Это объясняется упрочнением МТО приграничных участков
зерен и созданием оптимальной субструктуры металла.
Тугоплавкие металлы. Основными материалами, которые
могут работать при температурах выше 1000 °С, являются
тугоплавкие металлы и сплавы на их основе.
Температуры плавления основных тугоплавких металлов:
W — 3410 °С, Та — 3000, Мо — 2640, Nb — 2415, Сг — 1900 °С.
Высокая жаропрочность таких металлов обусловлена большими
силами межатомных связей в кристаллической решетке металла
и высокими температурами рекристаллизации.
Наибольшее применение из тугоплавких металлов получили
Мо и Nb, обладающие удовлетворительными технологическими
свойствами. Эти металлы имеют также достаточно низкую
температуру охрупчивания от +100 до —100 °С.
Дополнительное повышение жаропрочности молибдена (от
1100 до 1400 °С) достигается созданием сплавов молибдена с
0,5% Ti, 0,03% С, 0,05 %Zr за счет образования дисперсных
частиц типа TiC, ZrC, Мо2С.
Ниобий имеет относительно невысокие показатели
жаропрочности при температурах 1100...1200 °С, которые могут быть
существенно повышены путем создания сплавов, содержащих
вольфрам, цирконий, тантал.
Вольфрам имеет максимальную температуру плавления и
рекристаллизации, поэтому его можно использовать для
изготовления деталей, работающих при температурах выше 1600 и даже
2200 °С. Повышение жаропрочности вольфрама достигается
спеканием (методом порошковой металлургии) его с 15 % Мо,
присадкой мельчайших частиц 1...2 % Th02 или 0,4 % ТаС.
Основной недостаток вольфрама — очень плохие технологические
свойства (плохая штампуемость, высокая хрупкость). Положительно
влияет на механические и технологические свойства вольфрама
присадка рения.
Большим недостатком тугоплавких металлов является их
малая жаростойкость (в тысячи раз меньше, чем у стали 10Х18В9Т).
Поэтому обязательным условием при их использовании является
защита от окисления различными методами (блокирование

молибдена нимоником, нанесение распылением покрытий типа
Si — Al—Сг диффузионной металлизацией и др.).
Л* 33. Чем объясняется высокая жаропрочность Mo, Nb, Та, W?
[Посмотрите особенности электронного строения атомов этих элементов (рис. 1.1 )|.
Ответ: 1) характером связей между атомами, см. с. 331; 2) перекрытием
s- и d-электронных оболочек и повышенным значением ковалентной
составляющей связи между атомами, см. с. 331.
§ 10.13. СТАЛИ И СПЛАВЫ
С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ
Сплавы с заданными значениями коэффициента теплового
расширения. Сплавы этой группы в основном применяются в
приборостроении. Часто для получения необходимой точности
работы прибора требуются материалы, которые имели бы
определенные и неизменяющие коэффициенты теплового расширения,
модуля упругости и т. д. Основную группу сплавов,
используемых для этих целей, составляют сплавы системы Fe — Ni,
которые имеют принципиальные отклонения свойств в зависимости
от общего закона Курнакова — Матиссена.
В зависимости от состава сплава коэффициент его теплового
расширения может изменяться почти в 20 раз. Наибольшее
применение имеет сплав Н36 (36 % Ni) — инвар; практически не
расширяющийся [коэффициент теплового расширения а =
= 1,5-10~ь мм/(мм-°С)] в интервале температур от —30 до
+ 100 °С.
Сплав Н48 с 48 % Ni имеет коэффициент а = 9-10 ь мм/(ммХ
Х°С), т. е. одинаковый со стеклом и с платиной. Поэтому сплав
Н48 используется для пайки со стеклом и называется
платинитом.
Существуют и другие сплавы для пайки со стеклом: 18ХТФ,
18ХТМФ (0,35% Мо, 0,35 % V, 18% Сг, 0,6% Ti); для них
а=8,7.10~6 мм/(мм.°С).
Сплав элинвар малым температурным коэффициентом
упругости при изменении температуры до 120...200°С имеет состав
36 %Ni, 8 %Cr; Fe — остальное. Из элинвара изготовляют
мембраны, сильфоны, анероидные коробки, волосовые пружины
часов и т. д., а также другие высокоточные упругие элементы
приборов и механизмов.
Сплавы с высоким электросопротивлением. Одна группа этих
материалов используется для изготовления
электронагревательных элементов, другая — для реостатов.
№ 34. Вспомнив закон Курнакова, подумайте, какие фазы должны
образовать сплавляемые компоненты, чтобы получился сплав с высоким
электросопротивлением при достаточной пластичности.
Ответ: 1) механические смеси компонентов, см. с. 330; 2) неограниченный
ряд твердых растворов в широком диапазоне составов, см. с. 330.
Сплавами с высоким электросопротивлением для
нагревательных элементов являются малоуглеродистые стали ферритного
класса, легированные хромом и алюминием; фехрали, хромали

и сплавы на основе никеля и хрома — нихромы. Их рабочая
температура находится в пределах 900... 1250 °С. Марки и
свойства сплавов для электронагревательных элементов даны в
табл. 10.11.
Таблица 10.11
Характеристики свойств
Удельное
электросопротивление, Om'MmVm (при
20 °С)
Предельная рабочая
температура, °С
Марки сплавов
Х13Ю4
(фехраль)
1,26
1000
0Х27Ю5А
1,4
1250
Х20Н80
(нихром)
1,11
1100
Х15Н60
(нихром)
1,1
950
Молибденовые нагреватели имеют рабочую температуру до
1450 °С. Однако из-за высокой химической активности
молибдена они могут работать только в вакууме или в среде водорода.
В качестве реостатных сплавов в основном применяются
сплавы системы Си —Ni —Mn (~40...45 %Ni, 1...2 %Мп; Си—
остальное), а также сплавы МНМц40-1,5 (константан) и
МНМц43-0,5 (копель). Они имеют электросопротивление порядка
0,5 Ом-мм2/м, которое практически не зависит от температуры.
Предельная рабочая температура этих сплавов 500 °С.
Магнитные стали и сплавы. Здесь будут рассмотрены
ферромагнитные материалы, которые характеризуются способностью
очень интенсивно намагничиваться под воздействием внешнего
магнитного поля. К числу важнейших ферромагнитных
материалов относятся железо, кобальт, никель и их сплавы. !
В магнитном поле домены (области спонтанного
намагничивания) ферромагнитного материала ориентируются вдоль
направления внешнего силового поля в тем большей степени, чем
больше напряженность намагничивающего поля Н.
После удаления внешнего поля в ферромагнитном материале
сохраняется остаточная индукция Вг.
Для устранения остаточной индукции нужно приложить к
ферромагнитному материалу магнитное поле обратного знака,
равное величине Нс. Значение напряженности
размагничивающего поля Нс называется коэрцитивной силой. Произведение
Вг-Нс характеризует энергию перемагничивания, и эту величину
называют магнитной энергией ферромагнитного материала.
По назначению магнитные материалы подразделяются на:
1) магнитомягкие, 2) магнитотвердые, 3) немагнитные стали и
сплавы.
Магнитомягкие материалы. Эти материалы используются для
изготовления магнитопроводов (сердечники трансформаторов,
электрических машин, реле, электромагнитов).

Главные требования к магнитомягким материалам — это
малое значение коэрцитивной силы Нс, высокая или повышенная
магнит'цая проницаемость и малые потери при перемагничива-
нии.
Характерным для этих материалов является узкая петля
гистерезиса. ,
Магнитомягкими материалами являются технически чистое
железо (железо армко), электротехническая сталь, железонике-
левые сплавы (пермаллои), альсиферы, ферриты и оксиферы,
магнитодиэлектрики.
Технически чистое железо должно иметь меньше 0,05 % С
и минимальное количество других примесей, которые уменьшают
значение \х и повышают значение Нс. Таким же образом влияет
наклеп, поэтому железо используется в отожженном состоянии.
Магнитные свойства технического железа: #с=1,2 Э (эрстед)*,
ц= 3500...4500 Гн/Э, удельное электросопротивление р = 0,1 ОмХ
.X мм2/м.
Техническое железо используют главным образом для магни-
рпроводов постоянного тока (реле, электромагниты, полюсы
электрических машин и т. д.). Недостатком этих материалов
Йвляется высокая электропроводность, благодаря чему при пере-
магничивании в сердечниках имеют место значительные потери
мощности из-за возникновения вихревых токов Фуко.
Ц\ Электротехническая сталь имеет в своем составе мало
углевода (до 0,05%) и значительное количество кремния (1...5%).
благодаря этому повышается электросопротивление до 0,3...
Щу6 Om'MmVm и уменьшаются потери мощности за счет
уменьшения вихревых токов.
^ Коэрцитивная сила Нс электротехнической стали находится в
пределах 0,5...! Э, магнитная проницаемость составляет 12 000...
§0 000 Гн/Э.
fe" Выпускают много марок магнитомягких материалов: 1212,
||311 и др. Принцип маркировки следующий: первая цифра
показывает класс по структурному состоянию материала и виду
Проката; вторая — содержание кремния, третья — группу по
основной нормируемой характеристке стали. Вместе первые три
^хифры обозначают тип стали; четвертая — порядковый номер
£ипа стали.
"*." По характеру производства магнитомягкие стали
подразделяются на горячекатаную, холоднокатаную с разной степенью
развития текстуры. Степень текстурованности влияет на
магнитные характеристики, которые увеличиваются с развитием
текстуры.
,, Наличие кремния в составе стали резко ухудшает
пластичность стали тем больше, чем больше его в составе стали.
. Стали с содержанием кремния до 2 % имеют повышенную
пластичность. Их используют для изготовления пакетов роторов
* 1Э==79,5 А/м, 1 Гн= Ы0~4 Тл.

и статоров электрических машин. Такая сталь называется
динамкой.
Стали с содержанием кремния более 2 % более хрупкие, из
них изготовляют листы для сердечников трансформаторов.
Такой сплав называется трансформаторным железом.
Железоникелевые сплавы (пермаллой) (45...78 % Ni;
остальное— Fe) имеют магнитную проницаемость (л до 10D Гн/Э.
Поэтому такие сплавы очень широко используются в качестве
магнитопроводов в слаботочной промышленности (радио,
телефон, телеграф),
Альсиферы (5,4 % А1, 9,6 % Si, 85 % Fe) относятся к
литейным сплавам (|Лтах< 117 000 Гн/Э). Преимущество альсиферов
перед пермаллоями — меньшая дефицитность, так как в их
составе нет никеля.
Ферриты и оксиферы — металлокерамические материалы. Их
изготовляют прессованием с последующим спеканием
ферромагнитного оксида железа (III)РегОз с оксидами двухвалентных
металлов типа ZnO, NiO, MgO и др. Отличительной
особенностью ферритов является очень высокое электросопротивление
103...107 Ом«мм2/М. Максимальная магнитная проницаемость
М-тах = 6000...7000 Гн/Э. Ферриты применяются в высокочастотной
технике (сердечники радиотрансформаторов, контурных
катушек и т. д.).
Магнитодиэлектрики изготовляют методами порошковой
металлургии из порошков карбонильного железа, альсифера или
магнетита с изолирующим материалом. Получаемые материалы
отличаются постоянством магнитной проницаемости.
Применяются они в аппаратуре связи и в радиоаппаратуре.
№ 35. Из какого материала изготовляют роторы электродвигателей
переменного тока?
Ответ: 1) трансформаторного железа, см. с. 331; 2) динамной стали,
см. с. 331.
Магнитотвердые сплавы. Из этих материалов изготовляют
постоянные магниты. Основные требования, которым должны
удовлетворять магнитотвердые материалы, — высокая
коэрцитивная сила и большое значение остаточной индукции. Петля
гистерезиса магнитотвердых материалов широкая. Так как
величина остаточной индукции ферромагнитным металлом Fe, Со,
Ni ограничивается величиной их магнитного насыщения, то
основной путь повышения магнитной энергии Вг-Нс постоянных
магнитов состоит в повышении их коэрцитивной силы.
Коэрцитивная сила повышается с увеличением внутренних
напряжений и дисперсности структуры металла.
№ 36. В качестве материала постоянных магнитов используются
высокоуглеродистые стали У10...У12. В каком состоянии обработки эти материалы
имеют наибольшее значение магнитной энергии?
Ответ: 1) в отожженном, см. с. 330; 2) в закаленном, см. с. 331.

В качестве материалов для маломощных магнитов
используются высокоуглеродистые и высокоуглеродистые хромистые
стали (назначение хрома — увеличение прокаливаемости стали).
В табл. 10.12 приведены марки, термообработка и магнитные
свойства магнитных сталей для постоянных магнитов.
Таблица 10.12
Марка стали
ЕХ
ЕХЗ
Е7В6
ЕХ5К5
ЕК9К15М
Термическая обработка

нормализация
с
температуры, °С
1000
1050
1200... 1250
1150... 1200
1200... 1230
закалка с
температуры,
°С
830...850
840...860
820...860
930...950
1030... 1050
обработка
холодом,°С
—70
—70
-70
—70
—70
отпуск,
°С
100
100
100
100
100
Магнитные свойства
Вг, Тл
9000
9500
10000
8500
'8000
//„ А/м
58
60
62
100
170
•Ni 37. Для чего проводится обработка холодом магнитных сталей (см.
табл. 10.10)?
Ответ: 1) для повышения твердости, см. с. 331; 2) для устранения
остаточного аустенита, см. с. 330.
Другую группу магнитотвердых сплавов составляют литейные
сплавы типа алии АН, алнико АНК, магнико МНК. Сплавы
содержат 13...33 % Ni, 9...15 % А1, 12...24 % Со (в зависимости от
марки). Коэрцитивная сила в этих сплавах в дисперсионно-со-
старенном состоянии значительно выше, чем у магнитных сталей,
//с=250...700 Э, Вг = 5000... 12 000 Гн. Поэтому магниты из таких
сплавов имеют более высокую магнитную энергию и их
используют для изготовления малогабаритных мощных магнитов.
Немагнитные стали и чугуны. В электромашиностроении и в
ряде других случаев иногда требуются немагнитные материалы.
Цветные металлы (Си, А1 и др.) не всегда могут удовлетворить
предъявленным дополнительным требованиям (низкая
электропроводность, высокие механические свойства). Поэтому
применение находят стали и чугуны с аустенитной структурой, так как
аустенит немагнитен. Однако стали типа хромоникелевых
(Х118Н9 и др.) и марганцовистые (ПЗ) для этой цели обычно
не используются из-за плохой обрабатываемости их режущим
инструментом и в ряде случаев недостаточной прочности.
Немагнитными являются стали Н12ХГ, 45ПЗЮЗ и чугуны типа
А и В.
№ 38. Какую из сталей СТЗ, 0X13 или 12Х18Н10Т рационально
использовать для изготовления резервуаров в пищевой промышленности?
Ответ: см. с. 330.

Пояснения к ответам на вопросы главы 10
№1.2) Правильно. Свойства Ст5 соответствуют требуемым.
№ 3. 2) Неправильно. В том случае, если скорость охлаждения равна или
выше критической, твердость от скорости охлаждения не зависит.
№ 4. 2) Вы не ответили на вопрос. Так можно уменьшить строчечность,
которая уже образовалась.
№ 9. 2) Правильно. При этой температуре происходит коагуляция карбидов
в этой стали и устраняется отпускная хрупкость.
№ 11. 3) Решение допустимое, но недостаток в сложности термической
обработки, так как марганец приведет к росту зерна, что нужно исправить
нормализацией.
№ 1.3) Решение возможное, но не рациональное: химический состав в
данном случае не имеет значения. Эта сталь из приводимых наиболее дорогая.
№ 2. Для заданного условия рационально использовать сталь ВСт2, как
наиболее дешевую.
№ 5. Упрочнение достигается измельчением зерна аустенита карбидами
титана. Ванадий содействует дисперсионному упрочнению.
№ 3.3) Правильно. Так как охлаждение в масле обеспечивает малую
скорость охлаждения в интервале температур точек Мн — Мк, то уменьшаются
фазовые напряжения и хрупкость стали.
№ 4. 1) Правильно.
№ 8. Сталь 34ХНМ. В этой стали минимальное количество углерода,
имеются никель и молибден. Все это содействует понижению температурного
порога хладноломкости. Эта сталь нечувствительна к отпускной хрупкости.
№9. 1) Решение плохое. Это температура, при которой обособляются
карбиды из твердого раствора (см. табл. 8.3).
№ 1. 1) Неправильно. Вам неизвестны механические свойства этой стали.
№ 18. 3) Правильно.
№ 19.3) Правильно.
№ 3. 1) Вы не совсем правы. В § 8.4 посмотрите, какие напряжения более
опасны при закалке, и учтите, как влияет охлаждение в масле на эти
напряжения.
№ 4. 3) Ошибаетесь. Такой отжиг не обеспечит необходимую диффузию
и поэтому неэффективен.
№ 9. 3) Решение плохое (см. табл. 8.3).
№ 14. 3) Правильно, так как углеродистые стали и стали, легированные
молибденом, не склонны к отпускной хрупкости второго рода.
№ 7. Эффективное упрочнение достигается использованием термомехани-
чески упрочненного проката.
№ 6. Наилучший материал для этого — сталь 10ХСНД, которая обладает
хорошими технологическими и механическими свойствами. Никель и медь
повышают коррозионную стойкость.
№ 11. 1) Решение неопределенное (см. табл. 10.4), так как эта сталь
имеет прокаливаемость в масле D95 = 30 мм и недостаточную ударную вязкость.
Кроме того, сталь дорогая и дефицитная.
№ 12. 3) Решение не является наилучшим: у стали 40ХГР пониженная
конструктивная прочность (высокий порог хладноломкости) от повышенного
количества углерода и марганца.
№ 13. 3) Решение неправильное. Много углерода, что повышает порог
хладноломкости.
№ 17. 2) Решение неправильное. Этот сплав очень дорогой.
№ 10. 1) Решение правильное. Такая сталь при закалке в масле с
предварительным подстуживанием обеспечит прокаливаемость по всему сечению зуба,
структура будет достаточно мелкозернистая, что не приведет к хрупкости.
Необходимые прочность и твердость обеспечены. Сталь дешевая.
№ П. 2) Правильно. После такой термообработки сталь удовлетворяет
поставленным требованиям. Необходимость закалки в воде не представляет
опасности, так как деталь простая. Следует отметить, что если задачу
приходилось бы решать в практических условиях, нужно было бы взвесить возможность

и целесообразность использования улучшаемых сталей и менее дорогих видов
термообработки.
№ 24.2) Правильно. Это оптимальное решение как по материалу, так и но
технологии.
№ 15. 2) Ответ неточный. Этот ответ допускает деформацию материала в
любых условиях.
№ 10. 2) Решение плохое. Наличие марганца в стали может привести к
росту зерна, поэтому действительно потребуется двойная закалка, что дорого и
может привести к короблению шестерен, выгоранию углерода.
№ 12. 1) Решение неправильное. 1) На основании данных табл. 10.5 нельзя
быть уверенным, что будет достигнут нужный уровень механических свойств.
2) Нельзя быть уверенным, будет ли деталь обладать необходимой хрупкой
прочностью (температурный порог охрупчивания стали довольно высокий).
3) Для полной прокаливаемости необходима закалка в воде, что может привести
к трещинам.
№ 31. 1) После закалки детали хром будет в твердом растворе. В процессе
работы при 500...550 °С карбиды хрома выделяются из твердого раствора в
мелкодисперсном состоянии, что подобно отпускной хрупкости второго рода,
возникает охрупчивание. Повышение температуры приводит к коагуляции
карбидов, и эффект охрупчивания можно устранить.
№ 16. 1) По-видимому, вы ошибаетесь. Для НТМО необходимо
деформирование при пониженных температурах (см. § 9.7), что требует мощного прессового
оборудования.
«N» 14. 1) Ошибаетесь. Все эти стали склонны к отпускной хрупкости
(см. §8.7). *
ЛЬ 12. 2) Решение наиболее правильное. Сталь ЗОХМ обеспечивает
необходимый комплекс механических свойств, необходимую конструкционную прочность.
По данным табл. 8.3, при 7,ОПТ^560°С не происходит охрупчивания стали.
№ 24. 3) Неправильно. Вы забыли, что ковкий чугун вообще не куется, а
является литейным материалом.
№ 15. 1) Правильно. В этом основная сущность процесса ТМО.
№ 16. 2) Правильно. Для реализации ВТМО главная проблема —
обеспечить необходимую скорость охлаждения после изготовления деталей методом
горячего прессования.
№ 13. 1) Решение рискованное. Хотя необходимые значения ат и Ч' будут
обеспечены, этот материал имеет пониженное сопротивление отрыву
(повышенный порог хладноломкости), что в данных условиях весьма опасно.
№ 17. 4) Решение неправильное. На машиностроительном заводе нет такого
оборудования, чтобы обеспечить деформацию стали на 50...60 % при
температурах, необходимых для НТМО.
№ 18. 1) Ошибаетесь. Только состав не обеспечит требуемые свойства
стали.
№ 21. 1) Решение правильное. Цементация с последующей закалкой и
низким отпуском обеспечит требуемые свойства.
№ 14. 2) Ошибаетесь. Эти стали склонны к отпускной хрупкости (см. § 8.7).
№ 13.2) Правильно. Этот материал в данных условиях наиболее надежен:
мало углерода, наличие молибдена обеспечивает высокую надежность в работе,
что в данных условиях совершенно необходимо (низкое значение температуры
хладноломкости), 7,ОТП^540°С по табл. 8.3 не вызывает охрупчивания стали.
№ 17. 1) Решение неправильное. Нельзя получить нужное значение а,
(см. табл. 10.4).
№ 22. 3) Решение правильное. Твердость в поверхностном слое глубиной
1...1.5 мм будет 61,5 HRC, зубья будут прочными.
№ 17. 3) Правильно. При наличии проката в состоянии ВТМО это решение
оптимальное. Правда, такой прокат пока не выпускается.
№ 27. 2) Правильно. От самодиффузии атомов от края экстраплоскости
или к нему дислокация может переместиться в новую кристаллографическую
плоскость.
№ 19. 1) Ошибаетесь. Достичь высокой твердости нельзя (мало углерода).
Значит, не будет и износостойкости.
№ 21. 2) Вы ошибаетесь, предлагая высокий отпуск. Детали будут сильно

изнашиваться, также возможна деформация зубьев, так как будут малы
значения а, и а„
№ 23. 2) Неправильно предложен режим обработки. Азотирование при
650 °С не дает максимальной твердости. Закалка после азотирования не
требуется.
№ 20. 2) Правильно. Такие сплавы имеют аустенитную структуру и высокий
коэффициент упрочняемости при наклепе.
№ 22. 1) Ошибаетесь. Не получится нужной твердости. Это будет
содействовать развитию контактной усталости (питинга) при работе. Так как сталь
40ХГ имеет повышенную прокаливаемость, зубья прокалятся насквозь и при
работе могут сломаться.
№ 23. 3) Правильно. Этот материал после низкотемпературного
азотирования имеет максимальную твердость и износостойкость.
№ 24. 4) Выбор нерациональный. Изготовить щиты из этого чугуна можно,
но себестоимость деталей будет повышенной. Данные условия можно
обеспечить более дешевым материалом.
№ 19. 2) Неправильно. Высокий отпуск резко уменьшит твердость.
№ 20. 1) Неправильно. Такой сплав имеет ферритную структуру и решетку
о.ц.к., коэффициент упрочняемости которой меньше, чем у сплавов с решеткой
г.ц.к.
№ 19. 3) Правильно.
№ 22. 2) Неправильно. Твердость стали 20Х после закалки будет мала.
№ 23. 1) Решение неправильное. Сталь 18ХГТ не обеспечит требуемой
износостойкости. При термообработке возможно коробление иглы. Все это
приводит к оптимальной подаче топлива, нарушается режим горения в работе
тепловой установки.
№ 24. 1) Ошибаетесь. Подумайте, как дорого обойдется изготовление
штампов. При заданных условиях можно использовать более дешевый материал
и технологический процесс.
№ 29. 1) Правильно, но максимального эффекта не получится.
№ 30. 3) Правильно. Это видно из рис. 10.9.
№ 31. 2) Совершенно верно. В этих условиях могут иметь место явления,
аналогичные обратимой отпускной хрупкости. Нагрев при повышенных
температурах может привести к коагуляции карбидов и устранению эффекта охрупчи-
вания.
№ 32. 1) Неправильно для аустенитных сталей.
№ 37. 2) Правильно, так как аустенит — парамагнитная фаза.
№ 27. 1) Ответ правильный, но не указана причина.
№ 29. 2) Правильно.
№ 36. 1) Неправильно. Отжиг уменьшает коэрцитивную силу.
№ 28. 1) Ошибаетесь. Чем выше значение D и ниже Q, тем легче происходит
диффузия, содействующая разупрочнению.
№ 30. 2) Неправильно. При 10 % Сг в стали обеспечивается жаростойкость
при 800...900°С (см. рис. 10.9).
№31. 1) Ответ в общем правильный, но не очень точный.
№ 33. 2) По видимому, в этом основная причина.
№ 26. 2) Правильно, так как сталь стала однофазной.
№ 34. Правильно.
№ 27. 2) Совершенно правильно.
№ 28. 2) Правильно. В этих условиях атомы наименее подвижны.
№ 30. 1) Ошибаетесь. Посмотрите рис. 10.9.
№ 9. 1) Ошибаетесь. Титановые сплавы обеспечат нужную прочность при
температуре 350...450 °С.
№ 32. 2) Совершенно правильно.
№ 26. 1) Ошибаетесь. Ведь после закалки получается однофазное аустенит-
ное состояние и понижается сопротивление движению дислокаций.
№ 38. Эти резервуары должны быть коррозионно-стойкими. Поэтому
невозможно использование стали СтЗ. Сталь 0X13 использовать нерационально из-за
плохой свариваемости. Поэтому, несмотря на высокую стоимость, необходимо
использовать сталь 12Х18Н10Т.
№ 34. 1) Ошибаетесь. Посмотрите материал на с. 146.

№ 35. 2) Правильно.
№ 36. 2) Правильно. Достигается максимальная степень неравновесности
материала.
№ 35. 1) Неправильно. Материал очень плохо штампуется.
№ 37. 1) Это совершенно излишне для магнитов. Они же не
изнашиваются.
№ 25. По механическим свойствам (см. табл. 10.5) можно использовать
много разных улучшаемых сталей. Однако в задаче оговорены особо
требования высокой чистоты поверхности. Поэтому рационально использовать
автоматную сталь АС38ХГМ (см. табл. 10.6). Наличие молибдена предотвращает
возможность отпускной хрупкости, и можно охладить детали после отпуска на
воздухе.
№ 18. 2) Ошибаетесь. Разве нагрев на 300...350 °С может создать высокую
упругость?
№ 33. 1) Это верно. Но из рис. 1.1 еще не виден характер связи между
атомами.
Глава 11
ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
§ 11.1. КЛАССИФИКАЦИЯ И СВОЙСТВА
ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ
Основными материалами для изготовления инструментов
являются инструментальные стали. От качества инструмента во
многом зависит качество продукции и особенно
производительность труда на предприятиях.
Много специализированного инструмента изготовляется на
машиностроительных заводах. Поэтому для инженера знание
марок инструментальных сталей и технологии термической
обработки инструмента имеет большое значение.
Инструменты работают при контакте с обрабатываемым
материалом. Поэтому любой инструмент в процессе работы
изнашивается.
В силу специфических условий работы к инструменту помимо
требований, предъявляемых к конструкционным деталям,
предъявляются требования высокой износостойкости, а в ряде случаев —
теплостойкости, обеспечивающей сохранение высокой твердости
при нагреве инструмента.
Для обеспечивания высокой твердости и износостойкости
большинство инструментальных сталей имеет высокое
содержание углерода — от 0,7 до 1,2 %.
Для лучшей ориентации при выборе сталей для инструментов
проводят классификацию инструментальных сталей по двум
признакам: по свойствам и по назначению.
На рис. 11.1 приведена схема классификации
инструментальных сталей по свойствам, предложенная Ю. А. Геллером. На
этой же схеме указаны некоторые марки сталей, относящихся к
той или иной группе. За основное свойство при этой
классификации принята теплостойкость стали, так как она определяет
природу упрочнения стали при термообработке и во многих

Рис. 11.1. Схема классификации инструментальных сталей (но Ю. А. Геллеру)

случаях условия использования стали. Теплостойкость
характеризует температура нагрева, при которой сталь после закалки
начинает интенсивно терять свою твердость, а значит, и
износостойкость. По теплостойкости различают три группы
инструментальных сталей: нетеплостойкие; полутеплостойкие;
теплостойкие.
Нетеплостойкими являются углеродистые и
легированные высокоуглеродистые стали, которые после закалки имеют
высокую твердость и износостойкость в результате мартенсит-
ного превращения. При нагреве до 200...300 °С основное
количество углерода выделяется из мартенсита и начинается
коагуляция карбидов цементитного типа. В результате сталь теряет
твердость, износостойкость.
Полутеплостойкими являются средне- и
высоколегированные (в основном хромом) стали. Твердость этих сталей
также достигается закалкой на мартенсит. Однако при отпуске
также образуется более легированный цемент и специальные
карбиды, благодаря чему сталь сохраняет повышенную твердость
до 300...500 °С.
Теплостойкими являются высоколегированные стали,
которые приобретают твердость: а) в результате мартенситного
превращения при закалке и б) дисперсионного твердения при
высоком отпуске (500...625 °С) за счет выделения дисперсных фаз —
упрочнителей. Этими фазами являются сложные карбиды
вольфрама, молибдена, ванадия.
На рис. 11.2 представлены кривые изменения твердости в
зависимости от температуры отпуска нетеплостойкой стали
У12 (1,2% С), полутеплостойкой стали Х12Ф1 (1,3% С,
1,2% Сг, 1 % V) и теплостойкой стали Р18 (0,8% С, 18% W,
0,7% Мо, 4% Сг, 1,2% V).
№ 1. Какую сталь следует
использовать для изготовления
напильников?
Ответ: 1) Р18, см. с. 387; 2) Х12Ф1,
см. с. 387; 3) У12, см. с. 387.
№ 2. Исходя из рис. 11.1,
установите, какую сталь рационально
использовать для молотового штампа
горячего деформирования стали.
Ответ: сталь: 1) 7ХФ, см. с. 387;
2) 4Х58В2ФС, см. с. 387.
Теплостойкие стали имеют
преимущества перед
нетеплостойкими не только потому, что
инструмент из таких сталей
допускает обработку при
интенсивных режимах, когда
остальные стали теряют твердость и
износостойкость. Теплостойкие
стали имеют и другие положи-
Рис. 11.2. Изменение твердости
инструментальных сталей в зависимости
от температуры отпуска

тельные особенности. Как известно, большинство инструментов
после термообработки подвергают шлифованию для получения
необходимой чистоты рабочей поверхности. Это повышает
вязкость и прочность инструмента. В процессе шлифования имеет
место достаточно высокий местный нагрев поверхностных слоев
обрабатываемого изделия, что может привести к частичному
распаду мартенсита, снижению твердости и износостойкости
инструмента. Естественно, что для теплостойких сталей местный
нагрев менее опасен и менее влияет на понижение твердости и
износостойкости.
При закалке инструментальных сталей, особенно
легированных, наряду с мартенситом в структуре стали остается
повышенное количество остаточного аустенита А>ст. При малых
количествах он почти не снижает твердость инструмента, но снижает
прочность (<Тт, Sot, о,, ан) и шлифуемость стали (от разогрева
поверхности может иметь место превращения Аост-^Мо™, что
вызывает дополнительные напряжения и возможность образования
шлифовочных трещин). Поэтому необходимо стремиться к
снижению Аост при термообработке.
№ 3. Как можно избавиться от Аост в структуре инструмента из
нетеплостойкой закаленной стали?
Ответ: провести отпуск при: 1) 150... 170 °С, см. с. 386; 2) 300 °С или
обработку холодом, см. с. 387.
Устранение А,ст для нетеплостойких сталей отпуском без
снижения твердости затруднено. Применение обработки холодом
значительно усложняет технологический процесс. В теплостойких
сталях, подвергаемых отпуску при 500...600 °С, остаточный аусте-
нит переходит в мартенсит отпуска без потери твердости и
износостойкости. Поэтому такие стали имеют более высокие
показатели прочности, хорошо сопротивляются пластической
деформации.
Исходя из перечисленных преимуществ теплостойких сталей, следует
сделать вывод о рациональности применения их не только в особых случаях,
когда теплостойкость определяет эксплуатационные характеристики инструмента.
Их применяют и для других инструментов, от которых требуется повышенная
прочность. Естественно, что высоколегированные стали дорогие, но качество
инструмента из таких сталей повышается в 10... 15 раз. Отсюда тенденция к
вытеснению высоколегированными теплостойкими сталями более дешевых, но
менее качественных инструментальных сталей.
Следующим признаком классификации инструментальных
сталей является значение их твердости и вязкости (рис. 11.2).
Стали высокой твердости не имеют достаточной вязкости и
поэтому для инструмента, подвергаемого ударным нагрузкам,
применять их не следует. По твердости инструментальные стали
подразделяются на: а) стали высокой твердости и
износостойкости и б) стали повышенной вязкости. К сталям первой группы
относятся стали с 0,7..Л,5 % С, которые после закалки и отпуска
имеют твердость 58...65 HRC. Однако значение ударной вязкости
этих сталей всего около 10 Дж/см2. К сталям повышенной

вязкости относятся стали с
0,4...0,7 % С. Эти стали после
закалки подвергаются
отпуску при повышенной
температуре и имеют твердость
45...50 HRC. Ударная
вязкость в зависимости от
состава этих сталей 20...80 Дж/
/см2.
№ 4. Какую сталь следует
выбрать для изготовления зубил?
Ответ: сталь: 1) 7ХФ, см. с. 387;
2) 9Х5Ф, см. с. 387; 3) ХВГ, см. с. 387
Важной характеристикой инструментальных сталей является
прокаливаемость. Низкую прокаливаемость имеют углеродистые
стали и стали, легированные вольфрамом. Их критический
диаметр DK=10...25 мм. Повышенную (£)к = 50...80 мм) и
высокую (£>к = 80...Ю0 мм) прокаливаемость имеют легированные
стали в зависимости от степени легированности и характера
легирующих элементов (рис. 11.3). Все полутеплостойкие стали
имеют высокую прокаливаемость.
Классификация инструментальных сталей по назначению.
Различают следующие инструментальные стали:
1. Стали для режущего инструмента.
2. Штамповые стали для холодного деформирования.
3. Штамповые стали для горячего деформирования и пресс-
форм для литья под давлением.
4. Стали для измерительных инструментов и деталей высокой
точности.
§ 11.2. ОСНОВНЫЕ СВОЙСТВА ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ
Твердость. Так как твердость характеризует сопротивление
материала пластическим деформациям, то от твердости в первую
очередь зависит устойчивость формы и размеров инструмента
при работе. Увеличение твердости сопровождается уменьшением
износа инструмента, увеличением чистоты поверхности
обрабатываемого металла, уменьшением налипаемости металла на
инструмент.
Твердость зависит от содержания углерода в мартенсите
стали, дисперсности выделяющихся карбидов при нагреве и от
количества остаточного аустенита в стали. Твердость инструмента
определяется методом Роквелла по шкале С и выражается в
единицах HRC.
Прочность. Прочностной характеристикой инструментальных
сталей является предел прочности на изгиб аИЗг. Это обусловлено
тем, что изгиб является более мягким способом нагружения,
Рис. 11.3. Кривые торцевой закалки
инструментальных сталей

чем растяжение, и для хрупких материалов позволяет более
определенно выявить влияние структурного состояния и состава
на свойства стали. Кроме того, большинство инструментов
работают в условиях напряженного состояния, близкого к изгибу.
Прочность стали растет при росте твердости (до значений
твердости 52...54 HRC). На прочность большое влияние оказывают
внутренние напряжения, величина зерна, распределение
карбидов.
Вязкость. В качестве характеристики сопротивления
инструментальных сталей хрупкому разрушению служит удельная
работа разрушения при ударном изгибе ненадрезанных образцов.
Ударная вязкость больше, чем значение ow, чувствительна к
величине зерна, изменению состава стали, карбидной
неоднородности. Поэтому она является ценной характеристикой свойств
стали. Значительное повышение вязкости достигается
уменьшением содержания углерода в стали и отпуском при повышенных
температурах, когда твердость имеет значение 40...52 HRC.
Повышенной вязкостью часто обладают также некоторые
легированные стали. Сочетания высокой вязкости и
износостойкости можно достичь химико-термической обработкой
поверхностного слоя инструмента из стали повышенной вязкости,
улучшением чистоты поверхности инструмента. С повышением
жесткости системы «станок (пресс) —деталь — инструмент»
повышается работоспособность инструмента.
Материал инструментов, работающих в условиях повышенных
температур, кроме вышеприведенных характеристик должен
обладать также высокой разгаростойкостью и окалиностойкостью.
5. Продумав проработанный материал, установите, какую сталь
рационально использовать для изготовления матрицы вырубного штампа толщиной
60 мм.
Ответ: сталь: 1) В2Ф, см. с. 387; 2) Х12Ф1, см. с. 387; 3) Х6ВФ, см. с. 387.
Технологические свойства. Учет технологических свойств
стали при изготовлении сложного и дорогостоящего инструмента
особенно важен, чтобы избежать брака при изготовлении
инструмента. При выборе стали для изготовления инструмента очень
большое значение имеют: обрабатываемость резанием, шлифуе-
мость, закаливаемость, деформируемость при термообработке,
устойчивость против образования трещин, устойчивость против
перегрева и обезуглероживания. Знание этого материала для
инженера-машиностроителя представляет интерес, поскольку
многие заводы сами изготовляют инструмент, особенно штампы
и специализированный измерительный (калибры, скобы).
Обрабатываемость резанием. Лучшей обрабатываемостью обладают стали со
структурой зернистого перлита. Легирующие элементы, упрочняющие феррит
(особенно кремний), увеличенное количество и твердость карбидной фазы
ухудшают обрабатываемость резанием.
Шлифуемость. При оценке шлифуемости учитываются чистота шлифованной
поверхности, чувствительность к образованию шлифовочных трещин,
неизменяемость при шлифовании свойств поверхностных слоев (HRC).

Чистота поверхности при шлифовании ухудшается при наличии в структуре
крупных и неоднородно распределенных карбидов. Шлифовочные трещины
возникают в стали, в структуре которой имеется более 10...12% остаточного
аустенита. Изменение свойств (понижение твердости) поверхностного слоя после
шлифования наблюдается при слишком интенсивных режимах шлифования
(происходит отпуск) в сталях с малой теплостойкостью. Эта опасность еще более
возрастает, если сталь обладает пониженной теплопроводностью (легированные
стали).
Закаливаемость. Закаливаемостью называют способность стали приобретать
в результате закалки мартенситную структуру и высокую твердость
поверхностного слоя. Для инструментальных сталей закаливаемость определяется
способностью стали приобретать высокую твердость при закалке в мягких
охлаждающих средах (масло, горячие среды, воздух).
Возможность достичь высокой твердости применением мягких охладителей
имеет очень большое значение, позволяя уменьшить закалочные напряжения и
предотвратить образование трещин.
Деформируемость характеризует изменение формы инструмента при
термообработке вследствие пластической деформации, вызываемой напряжениями,
которые неоднородно распределены в разных участках инструмента.
Наименьшей деформируемостью при закалке обладают высоколегированные
стали ледебуритного класса. Однако для этих сталей возможна анизотропия
деформации, особенно в крупных сечениях, из-за наличия карбидной
неоднородности в структуре стали.
Мероприятиями, уменьшающими деформацию при термообработке
инструмента (по Ю. А. Геллеру), могут быть: а) уменьшение скорости охлаждения
при закалке; б) применение изотермической или ступенчатой закалки; в)
использование стали повышенной легированности; г) при возможности использование
стали с несквозной прокаливаемостью.
Устойчивость против образования трещин. Трещины обычно образуются при
закалке в интервале температур мартенситного превращения. Вероятность
образования трещин тем больше, чем сложнее форма инструмента и меньше
чистота поверхности (надрезы, риски и т. д.). Стали с исходной структурой
зернистого перлита менее склонны к образованию трещин. Опасность
образования трещин возрастает с повышением температуры закалки, с увеличением
скорости охлаждения в области температур мартенситного превращения.
Чувствительность к перегреву (рост зерна). Более чувствительны к перегреву
(росту зерна) доэвтектоидные, эвтектоидные углеродистые стали, стали,
содержащие марганец.
Устойчивость против обезуглероживания. Кроме температуры и
нагревательной среды на склонность к обезуглероживанию влияет состав стали: кремний
при содержании 0,8...1 %, молибден и кобальт при содержании более З...3,5 %
увеличивают склонность к обезуглероживанию.
№ 6. Какие отрицательные стороны имеет сталь У8 как материал для
изготовления инструментов сечением 20 мм с точки зрения технологических
свойств?
Ответ: сталь У8: 1) весьма чувствительна к перегреву, при шлифовании
возможно снижение твердости; требует закалки в воде; возможны деформация
и образование закалочных трещин, см. с. 387; 2) обладает плохой
обрабатываемостью, чувствительна к шлифовочным трещинам, склонна к перегреву,
см. с. 387.
№ 7. Инструмент из стали ХГСВ имеет хорошие эксплуатационные свойства,
поэтому эта сталь широко используется. Учитывая влияние состава стали,
подумайте, какие трудности ожидаются при изготовлении инструмента из этой
стали.
Ответ: сталь ХГСВ: 1) имеет склонность к обезуглероживанию, плохо
обрабатывается, имеет повышенное количество остаточного аустенита, что может
привести к шлифовочным трещинам, см. с. 387; 2) имеет низкую прокаливаемость,
склонность к деформации и трещинообразованию при закалке, чувствительна
к перегреву, см. с. 382.
Учитывая факторы, которые влияют на эксплуатационные и
технологические свойства инструментальных сталей, рассмотрим теперь, какие стали
используются для изготовления различных по назначению инструментов.

§ 11.3. СТАЛИ ДЛЯ РЕЖУЩИХ ИНСТРУМЕНТОВ
В зависимости от интенсивности режимов резания режущие
инструменты изготовляют из нетеплостойких (углеродистых,
малолегированных) или теплостойких высоколегированных
(быстрорежущих) сталей.
Нетеплостойкие стали для режущего инструмента. Из этих
сталей можно изготовлять инструмент, который в процессе
работы не разогревается выше 150 °С. Такими инструментами
являются деревообрабатывающие инструменты, ножовочные
полотна, напильники, зубила, метчики, плашки и другой слесарный
инструмент.
Инструменты, которые в процессе работы не подвергаются
ударным нагрузкам, можно изготовлять из сталей повышенной
твердости. Инструменты, работающие в условиях действия
ударных нагрузок, следует изготовлять из сталей повышенной
вязкости. При выборе стали следует учитывать также ее прокаливае-
мость. Эксплуатационные свойства (твердость и износостойкость,
прочность и пластичность) сталей определяются в первую
очередь количеством углерода в стали.
В табл. 11.1 приводится перечень марок нескольких основных
нетеплостойких сталей для режущего инструмента.
Легирование в основном влияет на технологические свойства
и на прокаливаемость стали. Основными легирующими
элементами в этих сталях являются хром, кремний, марганец,
вольфрам, ванадий. Особенно высокую прокаливаемость имеют слож-
нолегированные стали ХВГ, ХВСГ. Назначение вольфрама или
ванадия в этих сталях — главным образом тормозить рост зерна
аустенита при нагреве стали для закалки.
Таблица 11.1
Марка сталей
У9А,У10А:У11А,У12А
ХВ5
X, ОХС, ХВ5, ХВС5
У7
6ХС, 7ХФ
Прокаливаемость
Малая
»
Повышенная
Малая
Повышенная
Твердость HRC
Вязкость
после термообработки
60...62
65...67
61...64
50...52
S2...57
Низкая
Повышенная
Инструмент, от которого не требуется высокая
прокаливаемость (метчики, плашки), рекомендуется изготовлять из
углеродистых сталей. После закалки инструмент из таких сталей
имеет высокую твердость поверхностных слоев и достаточно
вязкую сердцевину. Эти стали хорошо обрабатываются резанием
и пластической деформацией, имеют относительно низкую
температуру закалки, поэтому меньше опасность их
обезуглероживания. Основной недостаток углеродистой стали — необходимость

применения воды при закалке, что приводит к повышенному
браку по деформациям и трещинам. Углеродистые стали требуют
строгого соблюдения температур нагрева, чтобы не происходил
рост зерна. Особенно чувствительны к этому эвтектоидные стали.
Лучшими для режущего инструмента являются углеродистые
стали с содержанием 1,1...1,2% С. Наличие зернистого
цементита в структуре этих сталей препятствует росту зерна аустенита,
улучшает обрабатываемость и обеспечивает наиболее высокий
комплекс свойств. Стали с повышенным содержанием
легирующих элементов (ХВГ) имеют меньшую деформируемость при
закалке из-за повышенного содержания остаточного аустенита
(15...18%) в структуре закаленной стали. Стали, содержащие
кремний (9ХС), имеют мало остаточного аустенита, менее
чувствительны к прогреву и имеют большую стойкость против отпуска.
Недостатками сталей, содержащих кремний (9ХС), являются
чувствительность их к обезуглероживанию при термообработке,
плохая обрабатываемость резанием и деформированием из-за
упрочнения феррита кремнием.
Для изготовления инструментов, работающих с ударными
нагрузками, следует использовать стали повышенной вязкости с
содержанием углерода 0,6...0,75%.
Примеры использования сталей для режущего инструмента
приведены в табл. 11.2.
Таблица 11.2
Тип инструмента
Металлообработка
Метчики ручные,
напильники
Плашки и
развертки ручные
Пилы ручные
Сверла, фрезы,
резцы
Метчики, плашки,
протяжки машинные
Зубила
Рекомендуемая
сталь
УНА. ИХ
У12А, У12А
ХВСГ
Х6ВФ, 9Х5ВФ
Р12, Р6М5, Р9
Р12ФЗ
PI8, Р12, Р6МЗ
У7А, 7ХФ, 6ХС
Тип инструмента

Деревообработка
Пилы
Ножи
Фрезы
Стамески
Топоры
Рекомендуемая
сталь
9ХФ
6ХС, 9ХФ
ХВГ, ХГСВ
7УФ, У7
У7
Режимы термической обработки инструмента зависят от
марки стали и устанавливаются по справочникам. Твердость после
термообработки инструментов, работающих без ударных
нагрузок, 60...63 HRC, что достигается низким опуском (160...180 °С)
после закалки. Инструмент, от которого требуется повышенная
вязкость, отпускается при более высокой температуре на
твердость 52...57 HRC. Для деревообрабатывающего инструмента из
сталей 6ХС и 9ХФ рекомендуется изотермическая закалка,
значительно улучшающая вязкость.

Теплостойкие (быстрорежущие) стали для режущего
инструмента. Быстрорежущие стали имеют в своем составе
сравнительно невысокое содержание углерода (0,7...0,95 %) и весьма
высокое содержание легирующих элементов (до 25%).
Основными легирующими элементами являются вольфрам (6...18%),
хром (около 4%), ванадий (1...5%). Для повышения
теплостойкости производятся стали, дополнительно легированные
кобальтом (5...10%). В табл. 11.3 приведены марки и состав
некоторых быстрорежущих сталей.
Таблица 11.3
Марка
Р18
Р12
Р9
Р6М5
Р6МЗ
Р18Ф2
Р18Ф2К5
Химический состав, %
С
0,7...0,8
0,8...0,9
0,85...0,95
0,85
0,9
0,85...0,95
0,85...0,95
W
17...19
12...13
8,5...10
6,0
6,0
17...19
17...19
Мо
0,5...1,0
до 1,0
до 1,0
5,0
3,3
0,5...1,0
0,5...1,0
Сг
3,8...4,4
3,2...3,7
3,8...4,4
4,0
3,3
3,8...4,4
3,8...4,4
V
1,0...1,4
1,5...1,9
2,0...2,6
2,0
2,2
1,8...2,4
1,8...2,4
Со
5,0...6,0
Микроструктура быстрорежущей стали в литом состоянии
имеет эвтектическую структурную составляющую. Поэтому
быстрорежущие стали принадлежат к ледебуритному классу. Для
получения оптимальных свойств инструментов из
быстрорежущей стали необходимо по возможности устранить структурную
неоднородность стали — карбидную ликвацию. Для этого слитки
из быстрорежущей стали подвергаются интенсивной
пластической деформации. При этом происходит дробление карбидов
эвтектики и достигается более однородное распределение
карбидов по сечению заготовки. От однородности распределения
карбидов и их величины во многом зависят свойства инструмента.
Поэтому ГОСТом предусмотрена оценка степени карбидной
неоднородности по десятибалльной шкале. Наиболее
качественной считается структура с баллом 1, наихудшей — с баллом 10.
Следует учесть, что карбидная неоднородность вдоль
направления прокатки сохраняется до очень высоких степеней
деформации и отрицательно влияет на свойства инструмента.
Структура отожженной быстрорежущей стали —
мелкозернистый (сорбитообразный) перлит -[-избыточные карбиды.
Количество карбидов около 25%. Сталь с такой структурой хорошо
обрабатывается резанием. Подавляющее количество легирующих
элементов находится в карбидной фазе. Для получения
оптимальных свойств стали в готовом инструменте необходимо при
термической обработке обеспечить по возможности максимальное
насыщение мартенсита легирующими элементами.

Рис. 11.4. График режима термической обработки быстрорежущей
стали:
а — закалка; б — трехкратный отпуск
Карбиды хрома, в особенности карбиды ванадия и
вольфрама, плохо растворяются в аустените. Поэтому при закалке
быстрорежущие стали требуют нагрева до очень высоких
температур. Для того чтобы обеспечить максимальную растворимость
карбидов в аустените и повысить степень легированности
последнего, нагрев стали Р18 под закалку приходится проводить при
температуре ~1280°С. Для предотвращения выгорания
углерода нагрев под закалку проводится в хорошо раскисленной
соляной ванне ВаСЬ.
На рис. 11.4, а, б представлен график режима термической
обработки инструмента из быстрорежущей стали.
Следует замедлять нагрев быстрорежущей стали при
температурах 600 и 900 °С, чтобы уменьшить термические
фазовые напряжения.
Для предотвращения роста зерна аустенита при температуре
нагрева длительность выдержки дается малой (~1 мин). Состав
аустенита стали Р18 при 1280 °С: 0,3% С, 4 % С г, 1 % V, 7...
8 % W. Охлаждение от закалочной температуры обычно
производится в масле. Стабильность аустенита быстрорежущих сталей
высокая, и мартенситная структура может быть получена при
охлаждении стали на воздухе. Все же применение воздушной
закалки не рекомендуется, так как при температурах 1000...
550 °С из аустенита могут выделиться карбиды и такая сталь
становится менее теплостойкой. Структура стали после закалки
состоит из легированного очень тонкодисперсного
(бесструктурного) мартенсита, значительного количества (~30...40%)
остаточного аустенита и карбидов вольфрама.
Твердость закаленной стали не является максимальной и
составляет 62...63 HRC. Это можно объяснить низким
содержанием углерода в мартенсите и большим количеством
остаточного аустенита в структуре закаленной стали.
Для получения оптимальных свойств быстрорежущая сталь
после закалки подвергается отпуску. На рис. 11.5 представлен

график изменения твердости стали Р18
в зависимости от температуры отпуска.
Своеобразный характер изменения
твердости быстрорежущей стали при
отпуске объясняется следующим.
Понижение твердости при температуре
отпуска 200...400 °С связано с выделением
углерода из мартенсита. При нагреве
выше 400 °С происходит рост твердости
(вторичное твердение). Это
объясняется тем, что из остаточного аустенита
при этих температурах выделяются
легированные карбиды, что ведет к
обеднению Аост углеродом и легирующими элементами. Кроме того,
такие температуры нагрева уменьшают фазовый наклеп аустенита,
возникший в силу различия объемов аустенита и мартенсита при
закалке. Аустенит при охлаждении от температуры отпуска
превращается в мартенсит отпуска, что вызывает прирост
твердости.
Увеличению твердости содействуют и выделившиеся при
температуре отпуска мелкодисперсные карбиды легирующих
элементов (дисперсионное твердение).
Максимальная твердость 65 HRC достигается в результате
отпуска при температуре 560 °С. Дальнейший нагрев при отпуске
приводит к распаду отпущенного мартенсита и образованию
троостита отпуска, что приводит к снижению твердости.
После однократного отпуска при 560 °С количество Аост в
структуре снижается до 10%. Чтобы уменьшить количество
остаточного аустенита до минимума (~3%), необходим
трехкратный отпуск. Режим отпуска приведен на рис. 11.4,6.
Твердость стали Р18 после отпуска составляет 64...65 HRC, аизг =
^2700 МПа. Структура стали Р18 после термообработки состоит
из мартенсита отпуска и карбидов.
Основным преимуществом быстрорежущих сталей по
сравнению с другими инструментальными сталями является их
теплостойкость до температуры 615...700°С. Стали марок Р18,
Р12, Р9, Р6М5 (по 12, 18, 9, 6% W соответственно) имеют
теплостойкость 615...620°С и считаются сталями нормальной
теплостойкости.
Повышение теплостойкости быстрорежущей стали до 630...
650 °С достигается присадкой ванадия или кобальта (Р18Ф2,
Р9Ф5, Р9КЮ, Р18К5Ф2). Наибольшее применение имеют стали
нормальной теплостойкости.
Очень широко до настоящего времени используется сталь
Р18, основными достоинствами которой является хорошая шли-
фуемость и малая чувствительность к перегреву. Недостатками
этой стали являются ее высокая стоимость, трудность
устранения карбидной неоднородности из-за большого количества
карбидов вольфрама. Прочность инструмента из этой стали может
Рис. 11.5. Зависимость
твердости быстрорежущей стали
от температуры отпуска

колебаться в широких пределах (аизг от 3200 до 2000 МПа) и
сильно зависит от степени деформации заготовок.
Из-за дефицитности вольфрама использование стали Р18 в
промышленности постепенно снижается. Из нее рекомендуется
делать инструмент небольшого сечения, подвергаемый
значительному шлифованию (сверла, метчики, резьбовые фрезы).
№ 8. Инструмент из стали Р18 был изготовлен из одинаковых слитков,
прокатанных до сечения 30 и 100 мм1'. В каком случае можно ожидать лучших
прочностных свойств инструмента?
Ответ: при использовании заготовки толщиной: 1) 30 мм, см. с. 387; 2) 100 мм,
см. с. 387.
Близкие к стали Р18 свойства по теплостойкости имеет сталь
Р9, которая имеет в два раза меньше вольфрама и в два раза
больше ванадия. Сталь Р9 значительно дешевле стали Р18,
имеет примерно одинаковые с ней режущие свойства, но из-за
наличия повышенного количества очень твердых карбидов
ванадия шлифуемость стали Р9 сильно ухудшена. Из-за этого сталь
Р9 применяется относительно мало.
Сталь Р12 имеет наиболее благоприятное сочетание как
эксплуатационных, так и технологических свойств. По сравнению
с Р18 сталь Р12 примерно на 25% дешевле. Исходя из этих
соображений, эту сталь можно рекомендовать для изготовления
большинства режущих инструментов.
Повышение износостойкости быстрорежущих сталей может
быть достигнуто низкотемпературным цианированием.
Исследованиями доказано благоприятное влияние на
свойства быстрорежущих сталей замены в них некоторого количества
вольфрама молибденом. Введение 2...3 % Мо вместо вольфрама
подавляет выделение карбидов по границам зерен, уменьшает
карбидную ликвацию, благодаря чему увеличиваются прочность
и вязкость сталей.
Установлено, что оптимальные свойства быстрорежущих
сталей с 0,8...0,9 % С имеют место, когда в составе стали 2(W%-f
+ 1,4...1,5% Мо)«12...13%, Сг«3,5% и V«2%.
Ввиду большой дефицитности вольфрама наибольшее
распространение получают стали с молибденом, например сталь
Р6М5.
Основными видами режущих инструментов из быстрорежущей
стали являются резцы, сверла, фрезы, долбяки, протяжки,
метчики машинные, ножи для резки бумаги (см. табл. 11.2 и 11.4).
№ 9. Какую сталь следует использовать для изготовления торцевой фрезы
диаметром 100 мм, предусмотренной для использования в условиях
прерывистого резания?
Ответ: сталь: 1) Р18, см. с. 387; 2) Р6М5, см. с. 387; Р18, см. с. 387.
§ 11.4. ШТАМПОВЫЕ СТАЛИ
Стали для штампов холодной штамповки. Основные
требования, предъявляемые к этим инструментам, — высокая твер-

дость, износостойкость, прочность, сопротивление пластическим
деформациям и в случае больших ударных нагрузок также
повышенная вязкость.
В табл. 11.4 приведены данные о распространенных марках
сталей, используемых для изготовления инструментов холодного
деформирования.
Как видно из таблицы, при изготовлении штампов во многих
случаях используются стали, применяемые для изготовления
режущих инструментов.
Углеродистые стали рекомендуется использовать для
изготовления относительно небольшого сечения (до 20 мм) пуансонов,
работающих с динамическими нагрузками. После закалки и
отпуска на твердость (57...59 HRC) инструмент из этих сталей
имеет хорошую износостойкость и ударную вязкость.
№ 10. Чем можно объяснить повышенную ударную вязкость углеродистой
стали?
Ответ: 1) свойствами мартенсита отпуска, см. с. 387; 2) наличием непро-
калившейся сердцевины, см. с. 388; 3) однородной мелкозернистой структурой
по сечению инструмента, см. с. 388.
В случаях более крупного сечения инструмента, работающего
в условиях динамической нагрузки, применяются стали
повышенной прокаливаемости (X, ХГС, ХВГ) или стали с пониженным
содержанием углерода (6ХС, 7ХФ). Температура закалки штам-
повых сталей находится в пределах 870...900 °С, температура
отпуска 200...250 °С (твердость 53...58 HRC), иногда проводится
отпуск при 430...470 °С (твердость 45...50 HRC). Для уменьшения
брака при закалке необходимо медленное охлаждение в области
температуры мартенситного превращения (например, закалка из
воды в масло для углеродистых сталей, ступенчатая закалка
для легированных сталей.
Теплостойкие стали типа быстрорежущих для штампов
имеют преимущества по сравнению с остальными
инструментальными сталями, так как после термообработки в структуре
этих сталей практически отсутствует остаточный аустенит, что
резко повышает прочность наряду с сохранением высокой
твердости и износостойкости. Вязкость этих сталей пониженная,
поэтому инструмент из быстрорежущей стали не следует
использовать в случае наличия повышенных ударных нагрузок.
Особую группу штамповых сталей составляют стали с
повышенным содержанием хрома (от 6 до 12%): Х6ВФ, Х12, Х12М,
Х12Ф. Эти стали относятся к ледебуритному классу и являются
полутеплостойкими сталями.
Структура высокохромистых сталей в литом состоянии
содержит первичные карбиды (Fe, Сг)7Сз с твердостью 1600...
1800 HV и легированный цементит (Fe, Сг)3С. Для однородного
распределения карбидов слитки из этих сталей должны
подвергаться интенсивной пластической деформации. Стали Х12,
Х12Ф1, Х12М имеют очень высокую прокаливаемость (DK = 200...
300 мм), высокую твердость и износостойкость в термически

обработанном состоянии. В структуре закаленной стали имеется
много остаточного аустенита. Поэтому объемные изменения
инструмента при закалке могут быть сведены к минимальным.
Наибольшее распространение имеют стали Х12М, Х12Ф1 с
содержанием углерода 1,2... 1,65 %. Эти стали имеют меньшую
карбидную неоднородность, чем сталь XI2.
Новая сталь Х12Ф4М взамен сталей типа Х12 имеет в
1,5...2 раза более высокую износостойкость по сравнению со
штампами из стали Х12М при штамповке листов высокопрочной
динамной стали. Молибден и ванадий в составе этих сталей
способствуют сохранению мелкого зерна. Нагрев под закалку
хромистых сталей производят при температурах 1000... 1040 °С,
чтобы растворить в аустените карбиды хрома. Охлаждение
инструмента малых сечений можно осуществлять на воздухе,
крупных — в масле.
Следует иметь в виду, что полное отсутствие деформации
инструмента из хромистых сталей обеспечить невозможно из-за
неоднородного распределения карбидов в заготовке вдоль и
поперек направления прокатки. Поэтому при устранении деформации
в одном направлении она может сохраниться в другом
направлении. Анизотропия деформации тем больше, чем больше хрома и
углерода (карбидов) в стали и чем меньше предварительная
деформация заготовок. Поэтому стали Х6ВФ, 9Х5Ф по
сравнению со сталями типа Х12 меньше деформируются при
термообработке, но прокаливаемость их ниже (70...80 мм).
В табл. 11.4 приведены инструменты, изготовляемые из
высокохромистых сталей.
Таблица 11.4
Тип инструмента Рекомендуемая сталь
Стали для штампов объемной штамповки
Высадочные штампы I У10, У12, X, ХВСГ
Штампы для прессования Х12М, Х12Ф, Р12, Р6М5, 5ХВ2С
Стали для штампов листовой штамповки
Вытяжные штампы I У10...У12, X, ХГ2ВМ, Х12Ф1, Х6ВФ
Вырубные штампы Х12Ф1, Х6ВФ, Р12, 4Х5Ф, Х12Ф4М
№ И. Какие стали следует использовать для изготовления паунсона и
матрицы вырубного штампа для трансформаторного железа с 4 % Si, если сечение
пуансона 40 мм, толщина матрицы 60 мм?
Ответ: 1) для пуансона — сталь ХГ2М, для матрицы — Х12, см. с. 387; 2) для
пуансона — сталь Р6М5, для матрицы — Х6ВФ, см. с. 387; 3) для пуансона — сталь
Р18, для матрицы — 4Х5Ф, см. с. 388.
Стали для штампов горячего деформирования металлов.
Дополнительно к общим требованиям от сталей этой группы
требуется: 1) высокая разгаростойкость (устойчивость против
образования трещин при многократном нагреве и охлаждении);

2) высокая окалиностойкость; 3) хорошая теплопроводность
для лучшего отвода теплоты от рабочей поверхности штампа;
4) высокая прокаливаемость для обеспечения высокой прочности
по всему сечению инструмента.
В табл. 11.5 приведены стали, применяемые для различных
видов инструментов при деформации металла и пластмасс в
горячем состоянии.
Для изготовления молотовых штампов, которые работают
при незначительной длительности соприкосновения с горячим
металлом, можно использовать хромоникелевые среднеуглероди-
стые стали 5ХНМ, 5ХНВ. Эти стали имеют хорошую
прокаливаемость, высокую прочность и вязкость после закалки с
температуры 760...820 °С и отпуска при 460...540 °С. Твердость после
отпуска 40...45 HRC. Структура — сорбит или троостит и сорбит
отпуска. Заменителем этих сталей является сталь 4ХСМФ.
Таблица И.5
Тип инструмента
Молотовые штампы
Высадочные штампы
Штампы прессования,
выдавливания,
прошивки, протяжки
Ножи и пилы горячей
резки
Пресс-формы для литья
под давлением
Пресс-формы для
прессования пластмасс
Рекомендуемые марки стали
5ХНВ, 5ХНМ, 5ХГМ, 4Х5В2ФС
7X3, 4Х5В2ФС, 4Х2СВ2М9
4Х5МС, 4Х5В4ФСМ, ЗХ2В8Ф,
2Х8В8М2К8
4Х5В2ФС, 4ХЗВМС, 4Х5В4ФСМ, 6ХС
ДляЛ^-сплавов — 4Х5МС.4ХЗВМФС
Для А1-сплавов — 4Х5В2ФС, 4Х5МС
Для Cu-сплавов — ЗХ2В8Ф, 4Х5В4ФСМ
ЗХ12В12Ф
2Х12В12Ф
55Г, 6ХС, Х12М, X, Х12Ф, 5ХВ2С,
4ХЗВМФС (20Х, 12ХНЗА, цементуемые)
Стали для штампов горячего прессования имеют длительный
контакт с горячим металлом. Поэтому они работают при
значительно более тяжелых условиях, чем молотовые штампы. Для
штампов горячего прессования необходимо применять стали
повышенной теплостойкости. В некоторых случаях для таких
штампов применяется сталь ЗХ2В8Ф, теплостойкость которой
сохраняется до 650 °С. Но наличие значительного количества
карбидов вольфрама в составе стали снижает вязкость стали.
Наличие различной степени карбидной неоднородности в
заготовках стали ЗХ2В8Ф разного сечения приводит к тому, что
ударная вязкость для заготовок 0 20 мм составляет 30 Дж/м2,
для заготовок 0 75 мм — всего 15 Дж/м2. Сталь ЗХ2В8Ф имеет
также пониженную разгаростойкость и, кроме того, весьма
дефицитна.
Взамен ее применяется менее легированная вольфрамом сталь
4Х5В2ФС, которая по сравнению со сталью ЗХ2В8Ф имеет в
3...4 раза большую разгаростойкость и в два раза большую
вязкость. Эта сталь менее чувствительна и к масштабному

фактору. Наличие повышенного содержания хрома и кремния в
составе стали 4Х5В2ФС увеличивает окалиностойкость стали.
Разработана сталь 2Х8В8М2К8 взамен стали ЗХ2В8Ф, которая
в штампах для прессования высокопрочных и нержавеющих
сталей имеет стойкость в 5... 15 раз выше, чем сталь ЗХ2В8Ф.
Штампы отпускаются на твердость 45...50 HRC. Ножи и пилы
отпускаются на твердость 48.,.53 HRC.
Твердость пресс-форм для литья под давлением составляет
40...45 HRC; твердость пресс-форм для пластмасс — от 30 до
56 HRC в зависимости от используемого материала. Однако
следует иметь в виду, что методы оценки работоспособности
штамповых сталей по значениям твердости не являются
достаточно обоснованными, так как показатели механических свойств,
которые выявляются при измерении твердости, тем более при
нормальных температурах, не отражают условий напряженного
состояния штампа в процессе работы.
§ 11.5. СТАЛИ ДЛЯ ИЗМЕРИТЕЛЬНЫХ ИНСТРУМЕНТОВ
Основными требованиями, предъявляемыми к сталям для
измерительных инструментов, являются высокая твердость,
износостойкость и стабильность в размерах в течение длительного
срока эксплуатации. Наиболее трудно обеспечить последнее
требование, так как закаленная сталь со временем претерпевает
старение. Сущность старения заключается в том, что в объеме
металла происходит: а) перераспределение напряжений, что
может вызвать деформацию; б) уменьшение тетрагональности
мартенсита из-за выделения углерода, что приводит к уменьшению
объема и размеров; в) превращение остаточного аустенита в
мартенсит отпуска, что увеличивает размеры.
Для изготовления измерительных инструментов применяются
стали X, ХГ, 50, 55, 15, 20 и др. Высокоуглеродистые стали
подвергаются закалке и очень длительному низкому отпуску.
Желательно до отпуска провести обработку холодом.
Малоуглеродистые стали подвергаются цементации и закалке с низким
отпуском. Возможно применение нитралоев (38ХМЮА) с
азотированием на высокую твердость.
№ 12. В ответах приведены несколько вариантов сталей для измерительной
скобы и режимы термообработки. Какому варианту следует отдать
предпочтение при условии, что инструмент должен работать очень долго и иметь высокую
точность?
Ответ: 1) сталь ХВГ, закалка -f отпуск при 160 °С 10 ч, см. с. 388;
2) сталь 50, закалка + отпуск при 250 °С 10 ч, см. с. 387; 3) сталь 35ХМЮА,
азотирование на глубину 0,2 мм, см. с. 387.
§ 11.6. ТВЕРДЫЕ СПЛАВЫ И АЛМАЗНЫЕ ИНСТРУМЕНТЫ
В качестве материалов для инструментов используются
твердые сплавы, которые состоят из твердых карбидов и связующей
фазы. Они изготовляются методами порошковой металлургии.

Характерной особенностью твердых сплавов является их
очень высокая твердость (87...92 HRC) при достаточно высокой
прочности (<тИзг<2500 МПа), которая приближается к прочности
инструментальных сталей. Твердость и прочность зависят от
состава твердых сплавов и прежде всего от количества
связующей фазы (кобальта) и величины зерен карбидов. Повышенной
прочностью при равном содержании кобальта обладают твердые
сплавы с более крупным зерном карбидной фазы. Твердые
сплавы отличаются очень большой износостойкостью и
теплостойкостью. Основными твердыми сплавами являются группы
ВК (WC + Co), ТК (WC + TiC + Co) и ТТК (WC + TiC +
+ ТаС + Со). Наиболее распространенными сплавами группы ВК
являются сплавы марок ВКЗ, ВК6, ВК8, ВК20, где число
показывает содержание Со в % (остальное — WC); сплавы группы
ТК марок Т30К6, Т14Е8 и др., где первое число показывает
содержание TiC в %, второе — Со в %, количество WC =
= 100 — 2 (TiC, % +Со, %). Сплавы с малым количеством
кобальта обладают повышенной твердостью и износостойкостью,
но пониженной прочностью (ВКЗ, Т30К4), поэтому их следует
использовать для чистого точения. Сплавы с повышенным
содержанием кобальта используют для чернового точения (ВК6,
ВК8, Т14К8). Сплавы ВК20 начинают использоваться для
армирования штампов, благодаря чему резко возрастает их
износостойкость. Износостойкость инструментов из твердых сплавоё
превышает износостойкость инструмента из быстрорежущих
сталей в 10...20 раз. Износостойкость твердых сплавов
сохраняется высокой при нагреве до 800..,1000 °С. '
Очень широкое применение находят твердые сплавы в камне;
обрабатывающей и горной промышленности (молотки ударного
и ударно-повторного действия, буры и т. д.).
Твердые сплавы ВК и ТК имеют высокую стоимость. Поэтом^
постепенно начинают применяться твердые сплавы, не содержа^
щие вольфрама и кобальта. Таковыми являются сплавы типа
TiC — Ni — Mo. Стоимость таких сплавов намного ниже, чем
сплавов типа ВК- Эти сплавы по твердости могут превосходить
сплавы типа ВК и ТК на 1,5...2 HRA.
За последние годы ПО «Союзтвердосплав» освоил выпуск
новых марок твердых сплавов с малым содержанием вольфраме
с покрытиями износостойкой режущей керамикой.
При выборе твердого сплава следует использовать
«Руководство по выбору марок твердых сплавов при обработке металл
лов резанием» (изд-во «Минцветмет», 1987).
№ 13. Какой материал рационально использовать для обдирочного точения
стальных отливок?
Ответ: 1) сталь У12, см. с. 388; 2) твердый сплав ВКЗ, см. с. 388; 3) твердый
сплав ВК8, см. с. 387. !
Алмаз как материал для изготовления инструмента. В
настоящее время примерно 80 % добываемых природных алмазов и в£е
синтетические алмазы используются в технике в качестве инстру-

ментального материала. Широкие возможности для
использования алмазного инструмента в СССР появились после открытия
Якутских месторождений в 1957 г. и освоения промышленного
производства синтетических алмазов в 1962 г.
Основное количество алмазов (около 70%) используется в
промышленности в виде алмазного порошка для изготовления
алмазно-абразивного инструмента — шлифовальных кругов,
притиров, хонов, надфилей и др., для обработки особо твердых
металлов и горных пород. Большое значение имеют алмазные
круги для заточки твердосплавного инструмента.
Использование алмазных кругов при заточке и доводке
твердосплавного инструмента взамен заточки кругами из
карбида кремния и доводки карбидом бора увеличивает
производительность труда в 2..,4 раза и срок службы инструмента в
2...3 раза. Последнее особенно важно для твердосплавного
инструмента, работающего на автоматических поточных линиях.
Повышение стойкости твердосплавного инструмента после
алмазной заточки обеспечивается очень высокой чистотой
(отсутствие зазубрин, мелких трещин) лезвия инструмента. Поэтому
полное использование всех преимуществ твердосплавного
инструмента может быть достигнуто только внедрением алмазной
заточки и доводки.
Алмазный инструмент в большинстве случаев изготовляется
3 виде алмазосодержащих кругов с бакелитовой или
металлической связкой.
Меньшее значение имеют алмазные резцы (используются
главным образом при обработке корпусов часов), фильеры (для
волочения проволоки из высокотвердых и драгоценных
металлов) и др.
Стоимость алмазного инструмента относительно невысокая.
Экономия же, получаемая при рациональном использовании
алмазного инструмента, составляет около 20...50 руб. на 1 карат
алмаза (1 карат=0,2 г).
№ 14. Какие алмазные инструменты имеют наиболее важное значение в
машиностроении?
Ответ: 1) алмазные резцы, см. с. 387; 2) алмазные шлифовальные круги
•для заточки инструмента, см. с.387 .
Гла ва 12
ЦВЕТНЫЕ МЕТАЛЛЫ И СПЛАВЫ
§ 12.1. ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ
В этой главе основное внимание уделяется тем материалам,
которые в ближайшем будущем должны в значительной степени
заменить сплавы на железной основе. Такими сплавами будут
сплавы на основе титана, алюминия и магния. Основные
причины — в больших потерях железных сплавов от коррозии
(до 30% годового производства чугуна и стали). Потери от
коррозии оцениваются во много миллиардов рублей.

Очень велики затраты на ремонтные работы, особенно на
транспорте. (По данным института им. Байкова, на ремонте
занято 10 % всех рабочих.)
Переход промышленности на сплавы из легких металлов
заметно расширяет сырьевую базу. Титан, алюминий, магний
можно получать из бедных и сложных по составу руд, отходов
производства, идущих ныне в отвалы. В новых отраслях
металлургии есть возможность применить экологически чистые
технологии. Ученые считают, что через 20...40 лет все развитые
страны перейдут на массовое использование сплавов
отмеченных металлов, что обусловлено также нарастающим истощением
запасов традиционного минерального сырья.
Понимание материала о цветных металлах требует
творческого использования знаний теоретической части курса
материаловедения, изученного раньше. Предлагаемые в тексте
вопросы и задачи позволяют студенту выявить возможность и умение
использовать теорию для решения конкретных задач. В случае
выявления пробелов в знаниях их следует устранить
проработкой соответствующего материала.
§ 12.2. ТИТАН И ЕГО СПЛАВЫ
Промышленное применение титана началось только в 1948 г.
Сейчас производство титана очень прогрессирует. Это
объясняется очень ценными свойствами титана: небольшой
плотностью, очень высокой удельной прочностью (ав/у) и
коррозионной стойкостью. Основными недостатками титана и его
сплавов является активное взаимодействие с газами при
повышенных температурах, сильная склонность к водородной
хрупкости, невысокие антифрикционные свойства, плохая
обрабатываемость, невысокая жесткость конструкции из титановых
сплавов из-за низкого значения модуля упругости. Пока широкое
применение титана сдерживается также его высокой стоимостью.
Титан — серебристо-белый легкий металл с плотностью
4,5 г/см3 и температурой плавления 1669 °С. При 882,5 °С титан
претерпевает полиморфное превращение Tia(r.n.y.) *=* Tip(o.u.K.).
Чистый иодидный титан имеет ав —270 МПа, 6^55%, модуль
упругости £=112 000 МПа. С уменьшением чистоты титана
(марки ВТ1—00, ВТ1—0, ВТ1) прочностные свойства
повышаются (ав==300...350 МПа); пластичность падает (6^15...
25%).
Титан является химически активным металлом, но на воздухе
быстро покрывается защитной пленкой плотных оксидов,
благодаря чему приобретает высокую стойкость в атмосфере, в воде, в
органических и неорганических кислотах (он не стоек в
плавиковой, в крепкой серной и в азотной кислотах).
№ 15. Исходя из вышеизложенного, подумайте, в каких отраслях
промышленности особенно перспективно применение титана.
Ответ: см. с.388.

Рис. 12.1. Диаграммы состояния
титановых сплавов (схемы):
а — элементы, повышающие температуру
а^р-превращения; б — понижающие
температуры а.£*р-превращения
Сплавы титана. Так как
титан обладает полиморфным
превращением, то диаграммы
состояния титановых сплавов
являются сложными. Как и в
сплавах железа, характер
превращений при кристаллизации
из жидкого состояния имеет
меньшее влияние на свойства
титановых сплавов, чем
превращения, обусловленные
полиморфизмом титана, т. е.
превращением типа Tip^=fcTia при
охлаждении и нагреве.
На рис. 12.1 представлены
основные типы диаграмм
состояния титановых сплавов и
влияния легирующих элементов
на температуру полиморфного
превращения титана.
По влиянию элементов на полиморфизм Ti последние
разделяются на следующие группы:
1. a-Стабилизаторы, которые повышают температуру
превращения си*р и стабильность a-фазы, (рис. 12.1, а). К таким
элементам относятся А1, О, N, С, В, Са.
2. р-Стабилизаторы, понижающие температуру превращения
ач±р и увеличивающие стабильность р-фазы (рис. 12.1, б).
По виду диаграмм (рис. 12.1, б) ^-стабилизаторы можно
разделить на две группы. Сплавы Ti с Cr, Mn, Fe, Си, Ni, Pb, Be,
Со претерпевают эвтектоидное превращение. Эти элементы
называют р-эвтектоидными стабилизаторами.
Сплавы Ti с V, Mo, Nb, Та, W не претерпевают эвтектоидного
распада, и начиная с некоторой концентрации их в сплаве р-фаза
сохраняется непревращенной до нормальной температуры. Эти
элементы называют р-изоморфными стабилизаторами.
J6 16. Установите, каким видам термической обработки можно подвергнуть
сплавы системы Ti — Fe (рис. 12.1, б).
Ответ: см. с. 388.
Фазовые превращения титановых сплавов при охлаждении
№ 17. Каков тип нонвариантного (С = 0) превращения у сплавов системы
Ti —Fe (рис. 12.1, б)?
Ответ: 1) эвтектический, см. с. 387; 2) эвтектоидный, см. с. 388.
При медленном охлаждении превращение Tip-^Tia
происходит путем образования центров кристаллизации и их роста. При
быстром охлаждении (закалке) превращение Tip-^Tia
происходит по сдвиговому механизму, типичному для мартенситного
превращения (см. § 8.5). При этом образуется игольчатая
структура Tia — мартенсит.

Фазовые превращения в титановых сплавах в отличие от
чистого титана происходят в некотором температурном
интервале.
Температура эвтектоидного превращения повышается по мере
удаления легирующего элемента от Ti в таблице Д. И.
Менделеева в последовательности Mn, Fe, Сг, Со, Ni, Си, Si.
В сплавах титана с переходными металлами Cr, Mn, Fe эв-
тектоидное превращение р~^Э(а + 7) происходит очень
медленно и при обычных скоростях охлаждения не реализуется. В этих
сплавах р-фаза легко сохраняется при комнатной температуре.
В сплавах титана с простыми металлами Си, Аи, Ag эвтектоид-
ный распад протекает очень быстро и получить р-фазу при
комнатной температуре не удается.
Образование эвтектоидной структурной составляющей в
титановых сплавах приводит к резкому ухудшению механических
свойств (из-за хрупкости эти сплавы не могут быть
использованы).
- Структура титановых сплавов зависит от скорости
охлаждения из р-области и от концентрации элементов в сплаве (рис. 12.2,
а, б). В сплавах титана с переходными металлами (рис. 12.2, а)
возможно мартенситное превращение. Пунктирные члинии Мн и
Мк соответствуют температурам начала и конца превращения
Р-фазы по мартенситному типу. Видно, что температуры Мн и Мк
зависят от концентрации элемента в сплаве. При концентрациях
С другого компонента в сплаве, когда СкР<С<Скр (рис. 12.2, а),
часть р-фазы (а при С>Скр — вся р-фаза) сохраняется при
Рис. 12.2. Структуры, которые получаются при закалке из р-области
сплава титана:
а —с р-эитектоидными стабилизаторами; б — с р-изоморфными
стабилизаторами

комнатной температуре непревращенной. Концентрации СкР и Скр
названы первой и второй критической концентрацией
соответственно.
В сплавах титана с р- и р-эвтектоидными стабилизаторами
при закалке образуется мартенситная структура с несколько
искаженной решеткой г.п.у. Эту фазу обозначают а'. Как и в
сталях, мартенситное. превращение в титановых сплавах —
бездиффузионный процесс сдвигового типа.
Как видно из рис. 12.1, а, б, в зависимости от состава сплава
после закалки могут образоваться весьма разные фазы:
1) при С<СкР — мартенсит а';
2) при Скр>С>СкР — мартенсит а' + переохлажденный р (со)-
твердый раствор;
3) при С>СКр — переохлажденный Р(ю)-твердый раствор;
4) когда С>Скр — р-твердый раствор.
Реальное представление о структурах и свойствах титановых
сплавов с р-эвтектоидными стабилизаторами {Сг) дает рис. 12.3, а.
Лк 18. Исходя из рис. 12.3, а, установите, какие сплавы по составу и
структуре являются оптимальными в качестве конструкционных материалов.
Ответ: сплавы: 1) 2...3 % Сг со структурой а', см. с. 387; 2) ~5 % Сг со
структурой а'+ о), см. с. 388; 3) ~7 % Сг со структурой (5 + со, см. с. 388.
Наличие в сплавах с р-эвтектоидными стабилизаторами со-
фазы нежелательно (рис. 12.3, а). Эта фаза охрупчивает сплавы.
Структуры сплавов титана с р-изоморфными стабилизаторами
(Мо) во многом сходны со структурами сплавов с
р-эвтектоидными стабилизаторами (аг, р, со).
Рис. 12.3. Свойства сплавов титана с хромом (а) и
молибденом (б) после закалки из 0-области

Следует вкратце остановиться на образовании особых
структур в этих сплавах. Таковой является структура а",
образующаяся в интервале концентрации Ci...C"P (см. рис. 12.2, б). Как и
фаза а', фаза а" является мартенситом, но имеет ромбическую
кристаллическую решетку.
На рис. 12.3, б приведены свойства сплавов системы Ti—Mo в
зависимости от состава и структуры. Эта система является
типичной для сплавов титана с ($-изоморфными стабилизаторами.
Видно, что в этих сплавах весьма отрицательно влияет на
свойства а^-фаза. р-Фаза, полученная в этих сплавах закаленной яри
крнцентрации элемента меньше значения С (см. рис. 12.2, б), при
длительном нагружении распадается. Поэтому ее называют
механически нестабильной. При концентрациях элемента в сплавах
больше С это явление не наблюдается и 0-фазу называют
механически стабильной. Однако (J-фаза в этих сплавах является
термодинамически нестабильной: из нее при нагреве (старении)
выделяются дисперсные частицы а-фазы.
№ 19. Как должны изменяться свойства сплавов со структурой р-фазы с
концентрацией выше точки С (рис. 12.2, б) при нагреве?
Ответ: должна: 1) повышаться прочность и снижаться пластичность, см.
с. 388; 2) понижаться прочность, см. с. 388
Как видно из рис. 12.2, б, образование мартенсита (а'-фаза)
при закалке титановых сплавов с Мо по сравнению с закалкой
стали сопровождается относительно невысоким ростом
прочностных свойств. В то же время титановые сплавы с мартенситной
структурой обладают весьма высокой пластичностью. Это
различие в свойствах железных и титановых сплавов объясняется
разной природой пересыщенных фаз: для углеродистой стали
мартенсит — пересыщенный твердый раствор типа внедрения,
у титановых сплавов — типа замещения.
Сущность превращений при отпуске, старении и
изотермической обработке титановых сплавов.
ЛЬ 20. Исходя из особенностей строения закаленной стали и закаленных
титановых сплавов, подумайте, в чем могут быть принципиальные различия в
процессах отпуска этих сплавов.
Ответ: при отпуске титановых сплавов: 1) возможны более многообразные
по составу и старению продукты, см. с. 388; 2) физическая сущность процессов
превращения неравновесных фаз другая, чем у стали, см. с. 388.
№ 21. Каковы возможные неравновесные фазы у закаленных сталей и в
титановых сплавах?
Ответ: 1) у сталей — мартенсит и остаточный аустенит, у титановых
сплавов — р-фаза и мартенсит, см. с. 388; 2) у сталей — остаточный аустенит и
мартенсит, у титановых сплавов возможны фазы а', а", р ((*>), Р-, см. с. 388.
При нагреве закаленных титановых сплавов происходит
распад метастабильных фаз а', а", со, Рмет.
Если при нагреве закаленного титанового сплава происходит
распад мартенсита (а', а", со-фаз), то говорят об отпуске сплава.
Если распадается метастабильная р-фаза, то говорят о старении.
Особенностью фаз мартенситного типа у титановых сплавов,
является их высокая стабильность. Поэтому при нагреве даже до

температур, близких к эвтектоидной,
сначала образуются а- и 0-фазы и
только после длительной выдержки 0-фаза
претерпевает эвтектоидный распад.
Что касается изменения
механических свойств при отпуске или старении
титановых сплавов, то, зная: а) особен-
ности образующихся структур (их
состав, степень дисперсности по
сравнению с существующими) и б) факторы,
влияющие на подвижность дислокации,
можно понять, чем эти изменения
вызваны и как можно влиять на эти
процессы.
На рис. 12.4 представлена кривая изменения твердости при
нагреве на а' закаленного титанового сплава с р-эвтектоидным
стабилизатором. Это можно объяснить следующим образом.
При нагреве происходит обеднение а'-фазы атомами другого
элемента, что сопровождается уменьшением концентрации
чужеродных атомов в атмосферах Котрелла (Сузуки) около
дислокаций и должно содействовать подвижности последних
(материал должен разупрочняться). С другой стороны, выделяющаяся
из твердого раствора другая фаза, будучи достаточно
дисперсной, затрудняет движение дислокаций (материал упрочняется).
По-видимому, в начальной стадии отпуска в данном сплаве эти
конкурирующие процессы уравновешивают друг друга. При
высоких температурах интенсивность выделения инородных атомов
из твердого раствора увеличивается и происходит коагуляция
выделяющейся фазы (суммарный эффект — разупрочнение, что и
обнаруживается в действительности).
№ 22. Попытайтесь составить себе представление, чем вызвано совершенно
иное изменение твердости (рис. 12.4) сплава титана с р-изоморфным
стабилизатором при отпуске после закалки в а"-состоянии (имейте в виду рис. 12.2, б).
Ответ: см. с. 388.
Остановимся еще кратко на особенностях изотермического
превращения Tip. Так как превращение Tip-^Tia похоже на
превращения аустенита в стали, то изотермические превращения
титана должны иметь место, что и подтверждается в
действительности. Только ввиду того что неравновесные фазы титановых
сплавов более сложны, чем аустенит стали, эти превращения
также являются более сложными. Не приводя С-образные
кривые превращения, покажем, какие продукты превращения и
структуры могут иметь место в ?ависимости от температуры и
времени изотермической выдержки для сплава Ti + 9 % Mo
(рис. 12.5). Для этого сплава температура точки Мн равна
675 °С, аЛ)к — ниже О °С. Структура сплава после закалки
состоит из а"- и (3-фаз (рис. 12.5, а, б). Изотермическая обработка
при 650 °С в течение 30 с привела к частичному распаду
мартенсита а" на a'-фазу (точечные выделения) и 6-фазу (матрица)

Рис. 12.5. Микроструктура сплава Ti + 9 % Mo:
а — после закалки и изотермической обработки при 650 °С; б — в
течение 30 с; в — 1 мин; г — 5 мин; д — 30 мин (Х300)(В. С. Лясоцкая)
(рис. 12.5, б). Увеличение времени выдержки до 1 мин привело
к полному распаду мартенсита и к началу распада (J-фазы
(рис. 12.5, в). У границ зерен образовались пластинчатые
выделения а-фазы. Эти пластинки растут при дальнейшем увеличении
выдержки, а а'-фаза растворяется потому, что, будучи мелкими,
точечные выделения термодинамически менее устойчивы, чем
крупные пластинки, которые растут от границ р-фазы (рис. 12.5,
г). Структура после 30 мин выдержки приведены на рис. 12.5, д.
Практика термической обработки титановых сплавов. Для
обеспечения высокой вязкости разрушения отжиг титановых
сплавов проводят при температуре на 20...30 °С ниже
температуры превращения a-fv-^Р- Желателен отжиг в вакууме, что
уменьшает содержание водорода в сплавах и увеличивает
вязкость разрушения. Упрочняющая обработка крупных деталей из
титановых сплавов проводится редко из-за малой прокаливае-
мости. Высокая конструкционная прочность достигается при
мягкой закалке с нагревом при температурах (a -f Р) -области с
последующим охлаждением на воздухе или в воде со скоростью
50...150 °С/мин до 700...600 °С и последующим охлаждением на
воздухе или в воде. После этого проводится старение при
450...500 °С. Образуется структура из фазы р с включениями

а"-фазы сфероидальной формы, что повышает надежность
деталей в работе.
Титановые сплавы, работающие в узлах трения,
подвергаются химико-термической обработке — азотированию при 850...
950 °С в течение 30...60 ч, после чего образуется азотированный
слой толщиной ~0,1 мм с твердостью 750...900 HV.
§ 12.3. ОСНОВЫ КЛАССИФИКАЦИИ И ОБЛАСТИ ПРИМЕНЕНИЯ
ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВ
По составу титановые сплавы подразделяются в
зависимости от характера легирующего элемента как упрочнителя
сплавов. Если обозначить элементы а-стабилизаторы — А; р-эвтек-
тоидные стабилизаторы — Вэ; р-изоморфные стабилизаторы —
Ви, нейтральные упрочнители — N, то возможны следующие типы
титановых сплавов: Ti — A; Ti — А — Вэ — N; Ti— А—В*;
Ti —А —В„; Ti —А —Вэ —Ви; Ti — А — В„ — N; Ti — А — В„-
— Вэ —N.
Важнейшими примесями-упрочнителями титановых сплавов
являются Al, Si, Fe, Mn, Mr, Cr, V. При расчетах принимают,
что упрочнение от введения 1 % элемента составляет (МПа-10-1):
Mn Fe Al Mo Сг V Zr Sn
13 1 7 6 6 6,3 3 2
Практически все титановые сплавы имеют в составе А1, так
как он дешевый и доступный элемент, имеет малую плотность,
благодаря чему повышается удельная прочность сплавов.
Алюминий эффективно упрочняет а-, (а + Р)- и (3-сплавы титана,
повышает жаростойкость.
Для титановых сплавов алюминий имеет эквивалентное
значение углероду в сплавах железа.
В табд. 12.1 приводится несколько титановых сплавов в
отожженном состоянии, их состав и свойства.
По способам производства деталей различаются
деформируемые и литейные титановые сплавы.
Таблица 12.1
Марки
сплавов
ВТ4
ВТ18
ВТ6
Химический состав, %
А1
4
7,5
6,25
Мп
V
Мо
прочно
Механические свойства в
отожженном состоянии
ав, МПа
Деформируемые а-титановые сплавы
1,5 — - 850... 1050
11 0,7 INb 0,3 Si 1100
Деформируемые (а + $)-титановые сплавы
-
5
—
—
950... 1100
6, %
10...15
9
8
КС и,
Дж/см2
50...100
20...40
40...80

Продолжение табл. 12.1
Марки
сплавов
ВТ9
ВТ 16*
ВТ22*
ВТ15*
ИВТ*
ВТ31Л
ВТ21Л
А1
6,5
2,5
5,0
3
3
5,5
6,6
Химический состав, %
Мп
V
Mo
прочие
2 0,2 3,5 0,2Fe
— 4,5 4,5 —
1 5,0 5,0 lFe
Механические свойства в
отожженном состоянии
(тв, МПа
1100...1300
1250... 1450
1300... 1600
Деформируемые ^-титановые сплавы
11 — 8 —
5,5 — 7 3Fe
1300... 1500
1420... 1700
Литейные титановые сплавы
2-2 0,2 Si
0,35 1,2 0,7 0,35 Fe
5Zr
450
1050
1000
6, %
8...14
4...6
4...12
6
7...10
15
5
4
KCU,
Дж/см2
20..;50
40...50
30
—
—
50
30
20
В закаленном и состаренном состояниях.
Общее направление при разработке новых титановых
сплавов — создание комплексно-легированных сплавов, которые
обладают более высоким сочета-'
нием свойств по сравнению с
простыми сплавами.
Большинство титановых сплавов
применяется в термически
обработанном состоянии.
Области применения титана
и его сплавов. Важнейшими
областями использования
титановых сплавов являются
следующие.
1. Авиация и
ракетостроение. Изменение массы
авиационных конструкций из
различных материалов по сравнению с
алюминиевым сплавом В95,
предназначенным для работы
при нормальной температуре,
показано на рис. 12.6.
Из титановых сплавов для
самолетов и ракет изготовляют
корпуса двигателей, баллоны
для газов, сопла, диски,
лопатки компрессора, детали
крепежа, фюзеляжа. Следует отме-
Рис. 12.6. Изменение массы
авиационных конструкций из различных
материалов в зависимости от температуры
эксплуатации по сравнению с
алюминиевым сплавом марки В95,
предназначенным для работы при нормальной
температуре:
/ — легированные стали (ав = 1230 МПа);
2 — нержавеющие стали (ав= 1550 МПа);
3 — сплав И7оо (ав = 1610МПа); 4 —
стали для горячих штампов (ов =
= 1970 МПа); 5 — сплавы на основе
титана (кроме р-сплавов) (ав= 1260 МПа)

тить, что у аппаратов, летящих со сверхзвуковой скоростью,
обшивка сильно нагревается (при скорости, равной тройной скорости
звука), температура достигает 246...316°С. Для таких условий
наиболее приемлемы титановые сплавы.
2. Химическая промышленность (компрессоры, клапаны,
вентили для агрессивных жидкостей).
3. Оборудование для обработки ядерного топлива.
4. Морское и речное судостроение (гребные винты, обшивки
морских судов, подводных лодок).
5. Криогенная техника, так как высокая ударная вязкость
Ti-сплавов (100... 160 Дж/см2) сохраняется до температуры
жидкого водорода (—253 °С).
Снижение стоимости титана в будущем безусловно сильно
расширит области применения титановых сплавов. Важно
отметить, что в земной коре содержится много (~0,6 %) титана, т. е.
среди конструкционных металлов по распространенности титан
занимает четвертое место после алюминия, железа и магния.
Основной сдерживающий фактор по широкому практическому
использованию титана — сложность процесса производства
титана из руд, что, бесспорно, будет устранено в будущем.
f 12.4. АЛЮМИНИЕВЫЕ И МАГНИЕВЫЕ СПЛАВЫ
Алюминий. Чистый алюминий — легкий металл с плотностью
7 = 2,7 г/см3. Кристаллическая решетка алюминия — г.ц.к. с
периодом а= 4,041 А (0,4041 нм). Он хорошо проводит тепло и
электричество (р = 2,6548 Ом • мм2/м). Алюминий химически
активен, но образующаяся плотная пленка АЬОз предохраняет
его от коррозии. Механические свойства чистого алюминия:
ав ~ 150 МПа, 8 ~50 %, модуль упругости £ = 7« 103 МПа.
Алюминий высокой чистоты маркируется А99 (99,999% А1),
А8, А7, А6, А5, АО (содержание алюминия от 99,85% до 99%).
Технический алюминий хорошо сваривается, имеет высокую
пластичность. Из него изготовляют различные строительные
конструкции, малонагруженные детали машин. Алюминий
используется как электротехнический материал для изготовления
кабелей, проводов, шин.
Алюминиевые сплавы. Алюминий с другими элементами
образует сплавы, диаграммы состояния которых подобны
диаграмме А1 — Си (рис. 12.7). На основе диаграммы состояния
алюминиевые сплавы по технологическим свойствам
подразделяются на три группы: I — деформируемые сплавы, не
упрочняемые термообработкой; II — деформируемые сплавы,
упрочняемые термообработкой; III — литейные сплавы. Применительно
к сплавам системы А1 — Си пределы концентрации этих групп
сплавов представлены на рис. 12.7 (наверху). Технологические
свойства алюминиевых сплавов в зависимости от состава могут
быть установлены по схеме рис. 6.9.

Рис. 12.7. Диаграмма состояния системы
Al-Cu
№ 23. Каким видам
термической обработки можно подвергнуть
сплав системы А1 — Си состава
3% Си + 97% А1?
Ответ: см. с. 389.
Методами порошковой
металлургии изготовляют
также спеченные
алюминиевые сплавы (САС) и
спеченные алюминиевые
порошковые сплавы (САП).
Принцип маркировки
алюминиевых сплавов.
Буква Д в начале марки
обозначает сплавы типа дюралюми-
нов, буква А в начале
марки — технический алюминий.
Буквы АК, стоящие в начале
марки, присвоены ковким
алюминиевым сплавам, В —
высокопрочным сплавам.
Буквы АЛ имеют марки
литейных сплавов После этих
букв отмечается условный номер сплава. Часто за условным
Номером следуют обозначения, характеризующие состояние сплава:
М — мягкий (отожженный); Т — термически обработанный
(закалка + старение); Н — нагартованный; П — полунагартован-
ный и др.
Термическая обработка алюминиевых сплавов. Представление
0 сущности процессов, протекающих при термообработке
алюминиевых сплавов, получим рассматривая сплавы системы А1 — Си
состава 0,5 < Си<5,6 % (рис. 12.7) при закалке и старении.
При нагреве сплава до однофазной а-области происходит
растворение фазы 9ц(СиА12) в а-фазе.
№ 24. Что происходит при закалке сплавов системы AI —Си (рис. 12.7)
из однофазной а-области (в состав сплава входит 2 % Си)?
Ответ: 1) образуется a-f 6(CuAl2), см. с. 388; 2) образуется пересыщенный
твердый раствор меди в a-фазе, см. с. 389.
Закалка сплавов системы А1 — Си приводит к образованию
пересыщенного a-твердого раствора, который является
неустойчивым.
1. Сущность процесса старения в том, что при длительной
выдержке при комнатной температуре (естественное старение)
или при низкотемпературном (ниже 150 °С) нагреве
(искусственное старение) атомы меди диффузионным путем скапливаются
в неупорядоченные пластинчатые образования диаметром 30...
60 А (3...6 нм) и толщиной 1...2 атомных слоя — 5—10 А (0,5...
1 нм), называемые зонами Гинье — Престона (зона Г. П. 1).

2. При длительном старении или при повышенной
температуре зоны Г. П. укрупняются до диаметра 200...300 А (20...30 нм)
и толщиной 10...40 А (1...4 нм). Происходит их обогащение
медью до состава ее в химическом соединении 6 (СиА12) и
упорядочение взаимного расположения атомФв Си и AI в решетке.
Такие зоны названы Г. П.2 (иногда зоны Г. П.2 обозначают как
6"-фазу).
3. Далее происходит выделение из твердого раствора
промежуточной фазы 6', которая по составу соответствует 6(CuAI2),
но имеет свою решетку, когерентно связанную с решеткой а-фа-
зы. Эта стадия, по существу, является началом распада твердого
раствора.
4. Образование стабильной фазы 9(CuAI2) и нарушение
когерентности решеток а- и 9-фаз.
5. Коагуляция выделившихся частиц 6-фазы.
При естественном старении процесс ограничивается
образованием зон Г. П. При искусственном старении образуется
в'-фаза. Четвертая и пятая стадии наблюдаются лишь при
отжиге (нагреве до 300...400 °С). На рис. 12.8 представлены кривые,
характеризующие закономерности изменения прочности
алюминиевых сплавов при различных температурах старения.
Образование 6(СиА12)-фазы сопряжено с разупрочнением
сплава. Этот процесс называют перестариванием.
№ 25. Повторите материал § 6.8 и объясните, почему при искусственном
старении (при 100...200°С) прочность после определенного времени старения
понижается (рис. 12.8).
Ответ: см. с. 389.
Отожженное состояние характеризуется высокой
коррозионной стойкостью сплава, повышенным значением отношения
От/ов (при невысоком значении ав).
Температура старения различных алюминиевых сплавов
колеблется от 20 до 200 °С. В последнее время при выборе режима
старения помимо достижения высокой прочности учитывают и
Рис. 12.8. Зависимость свойств дюралюминия от времени и
температуры старения

другие свойства (например, коррозионную стойкость); при этом
приходится мириться с некоторым снижением прочности.
Обоснование изменения механических свойств при закалке и
старении алюминиевых сплавов базируется на дислокационной
теории пластической деформации и факторах, влияющих на
подвижность дислокаций в металлах. Этот материал представлен в
§ 2.6, 5.6. Его надо повторить и использовать.
Деформируемые, упрочняемые термообработкой алюминиевые
сплавы. К таким сплавам относятся дюралюмины, которые
являются сложными сплавами системы А1—Си—Mg или А1 —
Mg—Zn—Си (табл. 12.2).
Дюралюмины имеют пониженную коррозионную стойкость,
для повышения которой в состав сплавов вводится марганец.
Для этой же цели производится плакирование листового
дюралюминия чистым алюминием. При старении дюралюминов
образуются более сложные фазы типа Al2CuMg (S-фаза),
Al2Mg3Zn3 (Г-фаза) и др.
Дюралюмины обычно подвергаются закалке [температура
закалки (500 ±5) °С}- и естественному старению, которому
предшествует 2...3-часовой инкубационный период. В течение этого
времени сплаэ сохраняет высокую пластичность. Максимальная
прочность достигается после 4...5 сут старения (рис. 12.8).
Температура рекристаллизации некоторых алюминиевых
сплавов выше температуры их закалки. Поэтому упрочнение таких
сплавов дополнительно к эффекту старения создается
увеличением плотности дислокации в процессе производства
полуфабрикатов (прутков, полос, листов и т. д.) обработкой давлением.
Такое упрочнение называется пресс-эффектом (см. § 3.2).
Очень широкое применение находит дюралюминий в
авиастроении, автомобилестроении, в вагоностроении, в
строительстве.
Таблица 12.2

Марка

сплава
АМц
АМгЗ
АМг5
Д1
Д16
В95
Химический состав, %
Си
(
3,8...4,9
ЗД.,4,9
Вь
М...2.0
Mg
?.плавы, н
3,2.. .3,8
4,8...5,8
Сплавы,
0,4...0,8
1.2...1.8 |
lCOKOfip04t
| 1Д..2.8 |
Мп
е упрочня
1...1,6
0,3...0,6
0Д.Д8
упрочняв/
0,4...0,8
0Д.Д9
ше дефор
0,2...0,6
Si
емые терм
0,065
ше терми
0,8
0,5
мируемые
0,5
прочие
шческой обре
0,06 Ti
ческой обраб
алюминиевы
5...Т |
Механические свойства
ав
ат
МПа-Ю"1
хботкой
13(17)*|5(13)
19(24) 9(10)
27 12
откой
41 25
52 38
е сплавы
56...60 J53...55
б
%
23(10)
15(20)
18
15
11
8

* В скобках — после нагартовки.
№ 26. В сложных изделиях элементы дюралюминиевых конструкций
соединяются дюралюминиевыми заклепками. В каком состоянии следует
использовать заклепки для осуществления операции клепки?
Ответ: 1) после закалки, см. с. 389; 2) после закалки и естественного
старения, см. с. 389; 3) не позднее 2...3 ч после закалки, см. с. 388.

Марка

сплава
Химический состав, %
Си
В96 2,2...2,8
Mg
Мп
Si
прочие
2,5...3,2 1 0,2...0,5 1 — |(0,1...0,25)Сг
1 1 |(7,6...8,6)Zn
Ковочные алюминиевые сплавы
АКб|
АК4-1
АЛ2
АЛ4
АЛ9
АЛ8
АЛ1
АЛ20
1,8...2,6
1,9..,2,5
—
4,5...5,3
3,75...4,5
3,5...4,5
0,4...0,8| 0,7...1,2| j
Жаропрочные сплавы
0,4...0,8 1
1,0...1,5
0,35
(0,8...1,3)Fe
(0,8... 1,3) Ni
(0,02...0,l)Ti
Литейные алюминиевые сплавы
Сплавы А1 —Si (силумины)
0,17...0,3
0,2...0,4
30,2...0,5
10...13
8...10,5
6...8
Сплавы А1 — Си
1 I 1 (0,15...0,35)|
1 1 ' Ti
Сплавы А1 —Mg
9,5...11,5J j |
Жаропрочные литейные сплавы
1,25...1,75
0,7... 1,2
0,15...0,3
1,5...2,0
(1,75...
...2,25) Ni
(0,15...
...0,25)Сг
(l,2...1,7)Fe
(0,06...0,l)Ti
Спеченные сплавы
САП
1
A1 +
+ 20%Al2O.
Механические свойства
<ТВ
МПа-
67
42
43
18
18
36
35
1 26
30
1
1 44...46
и
От
ю-'
63
30
28
9
14
25
17
20
23
6
/о
7
13
13
5
2
8
10
0,6
0,8
1,5...2,0

Высокопрочными стареющими алюминиевыми сплавами
являются сплавы, которые кроме меди и магния содержат цинк
(сплавы В95, В96 имеют ав до 650 МПа, см. табл. 12.2).
Основным потребителем этих сплавов является авиастроение
(обшивка, стрингеры, лонжероны, шпангоуты самолетов).
Деформируемые алюминиевые сплавы, не упрочняемые
термообработкой. К этим сплавам относятся сплавы типа Al—Mg
(группа АМц) и Al—Mg (группа АМг). Состав и свойства
некоторых сплавов этой группы приведены в табл. 12.2. Эти
сплавы хорошо обрабатываются давлением, хорошо свариваются и
имеют высокую коррозионную стойкость. Повышение прочности
их достигается нагартовкой. Свойства в нагартованном
состоянии приведены в скобках.
Упрочнение от наклепа алюминия и его сплавов
объясняется повышением плотности дислокации от 107 до 10й см-2. Из
этих сплавов изготовляют строительные конструкции, емкости
для жидкостей.
Ковочные алюминиевые сплавы. Поковки и штамповки из
алюминиевых сплавов АКУ-1, АК6, АК8 и т. д. выполняют при
температуре 380...450 °С. Поковки подвергают закалке от 500...
575 °С и старению при 150...165°С в течение 6...15 ч. Состав и
свойства сплава АК6 приведены в табл. 12.2.
Дополнительное введение в состав алюминиевых сплавов Ni,
Fe, Ti повышает температуру рекристаллизации и жаропрочность
состаренных сплавов до 300 °С. Из этих сплавов изготовляют
поршни, крыльчатки, лопатки и диски осевых компрессоров
турбореактивных двигателей и другие. Состав и свойства
жаропрочного сплава АК4-1 также приведены в табл. 12.2.
Характерными для сплава АК4-1 при нагружении (Г=
= 130°С) являются постоянная скорость ползучести в течение
40 000 ч и малая скорость распространения трещин в деталях
с концентраторами напряжений. Поэтому сплав АК4-1
применяется в сверхзвуковом самолетостроении. Из этого сплава
изготовляют не только поковки, но и прокат (листы, плиты, полосы,
трубы и др.).
Литейные алюминиевые сплавы. Типичными литейными
алюминиевыми сплавами являются сплавы системы Al — Si —
силумины (10...13% Si). Диаграмма состояния системы Al — Si
приведена на рис. 12.9. Присадка к силуминам Mg, Си
содействует эффекту упрочнения литейных сплавов при старении;
Ti, Zr измельчают зерно; Мп повышает антикоррозионные
свойства; Ni, Fe повышают жаропрочность литейных сплавов
алюминия.
Существенного повышения прочности силуминов достигают
модифицированием жидкого металла смесью солей 2/з NaF и
'/з NaCl. На рис. 12.9 пунктирными линиями показано влияние
на диаграмму состояния Al — Si модификатора. Введение Na в
сплав приводит к смещению линий диаграммы состояния в
сторону повышения концентрации кремния в эвтектике (до значения

Рис. 12.9. Диаграмма состояния
Al - Si:
сплошные линии—до
модифицирования; пунктирные — после
модифицирования
~ 14 % Si, пунктирные линии на
рис. 12.9). Поэтому эвтектический
или заэвтектический сплав до
модифицирования, например АЛ2
(11...13% Si), становится доэв-
тектическим после
модифицирования. Структура сплава без
модифицирования состоит из
игольчатых кристаллов Si + Э (а + Si)
(рис. 12.10, а). После
модифицирования структура сплава а +
+ Э (а + Si), причем эвтектика
приобретает тонкое строение
(рис. 12.10,6), что ведет к
значительному улучшению
механических свойств отливок.
Имеется много литейных
сплавов алюминия разного состава, которые маркируются от АЛ2 до
АЛ20. В табл. 12.2 приводятся составы и свойства некоторых
литейных алюминиевых сплавов.
В справочной литературе приводятся состав, условия
оптимального использования (литье в землю, в кокиль, под
давлением), режимы термообработки и получаемые свойства сплавов.
Упрочняющей обработкой литейных сплавов обычно является
«закалка + искусственное старение» при повышенных
температурах от 150 до 200 °С. Сплавы АЛ1, АЛ20 являются
жаропрочными при температурах 275...300 °С.
Алюминиевые подшипниковые сплавы. В качестве
антифрикционных материалов алюминиевые сплавы имеют ряд
положительных особенностей.
1. Высокая теплопроводность обеспечивает лучшую
сохранность смазочных материалов узла трения.
2. Низкий модуль упругости алюминиевых сплавов
обеспечивает хорошие условия работы машин с повышенным прогибом
вала.
Рис. 12.10. Микроструктура силумина:
а — до модифицирования; б — после модифицирования

3. Относительно высокая прочность алюминиевых сплавов
обеспечивает восприятие больших нагрузок на подшипник и
усталостную прочность.
4. Широкий диапазон легирования обеспечивает возможность
создания подшипников для разных условий работы.
5. Хорошая технологичность позволяет изготовлять
подшипники посредством литья, прессования, прокатки и т. д.
6. Низкая плотность и высокая коррозионная стойкость
сплавов при работе в масляных средах.
В СССР и других странах созданы весьма разные по
химическому составу алюминиевые подшипниковые материалы.
Основными компонентами сплавов являются Sn, Си, Ni, Si.
Введение в сплавы элементов с низкой температурой плавления РЬ,
Cd или добавка графита связаны с повышением сопротивления
к схватыванию алюминиевых сплавов при сухом или
полужидкостном трении. Цинк и магний, имеющие повышенную
растворимость в алюминии, вводятся для повышения прочности и
нагрузочной способности материала.
Примерами использования подшипников из алюминиевых
сплавов являются тракторная промышленность,
тепловозостроение.
Порошковые алюминиевые сплавы. Из смесей алюминиевых
порошков и порошков других элементов (Si, Ni) методом
прессования и спекания изготовляют детали, имеющие
удовлетворительные механические свойства. Так, сплав САС1 имеет ав =
= 220...240 МПа, ат ~ 210...230 МПа, 6 = 0,5 %.
Обычно для изготовления деталей, предусмотренных к
использованию, при повышенных температурах применяют
предварительно окисленную алюминиевую пудру САП (А1203 составляет
6...22 %). С щжышением количества А120з значение ав
повышается от 320 МПа при 6~6...9% (САП1) и до 460 МПа при
6~20% (САП4).
Структура САП представляет собой твердый раствор, который
упрочнен очень мелкодисперсными (0,1...0,01 мкм) частицами
оксида алюминия.
По коррозионной стойкости САП равноценны алюминию с
добавками Fe и Ni. Они длительное время могут работать в
паровоздушной среде при 350 °С. САП сваривается аргонодуго-
вой сваркой, хорошо обрабатывается резанием, давая высокую
чистоту поверхности. Из САП изготовляют компрессорные
диски, лопасти вентиляторов и турбин, болты, винты и другие
детали.
Сплав САП кратковременно может работать при 1000 °С и
длительно — при 550 °С (длительная прочность при 500 °С
сплава САП1 равна 45 МПа).
№ 28. Щиты авиационных электродвигателей должны иметь ат^80 МПа,
6^4%. Какой материал и какой способ изготовления деталей в данном случае
оптимален?
Ответ: 1) Д1, литье в кокиль, см. с. 389; 2) АЛ2, литье под давлением,
см. с. 388.

Магний и его сплавы. Магний — очень легкий металл; у =
= 1,74 г/см3, кристаллическая решетка магния — г. п. у. Магний
очень активен химически, вплоть до самовозгорания на воздухе.
Механические свойства технически чистого магния (Мг1):
ав ~ 190 МПа, Оо2 — 90 МПа, 6~18%, модуль упругости
£ = 45-102 МПа.
Основными магниевыми сплавами являются сплавы Mg с А1,
Zn, Mn, Zr. Магниевые сплавы делятся на деформируемые и
литейные; они имеют диаграмму состояния, подобную диаграмме
А1—Си, поэтому подвержены незначительному упрочнению после
закалки и искусственного старения. Закалка литого сплава
проводится при температурах 380...420 °С, старение — при 200...
300 °С.
Особенность термической обработки магниевых сплавов в
том, что диффузионные процессы в них протекают медленно.
Поэтому требуются длительная выдержка под закалку (4...24 ч)
и искусственное старение (16...24 ч).
При старении ав деформированных сплавов возрастает на
10...30 %, литых — на 30...60 %.
Деформируемые Mg-сплавы. Магний плохо деформируется
при нормальной температуре. Пластичность сплавов повышается
при горячей обработке давлением (при 360...520 °С в
зависимости от марки сплава).
Деформируемые магниевые сплавы маркируют: MAI, МА8,
МА9, МА5, ВМ5-1.
В табл. 12.3 приводятся состав и механические свойства
некоторых магниевых сплавов.
Из деформируемых магниевых сплавов изготовляют детали
автомашин, самолетов, прядильных и ткацких станков. В боль-
Таблица 12.3
Марка
сплава
МА1
МА9
ВМ65:1
МЛЗ
МЛ5
ВМЛ1
AI
—
0,4...0,8
—
2,5...3,5
7,5...9
—
Химический состав, %
Zn
Мп
другие
элементы
Деформируемые сплавы
- 1,3...2,5 До 0,02 Be
—
5...6
1,0...1,8
(0,8...0,3)Са
ОД..0,9
Литейные сплавы
0,5...1,5
0,2...0,8
—
0,15...0,5
0,15...0,5
0,5:..1,0
—
—
0,5...4 "'
Механические
свойства
ав
ат
МПа
210
270
335
180
240
200
120
240
280
55
120
45
6,%
8
10
9
8
3
6

шинстве случаев эти сплавы обладают удовлетворительной
свариваемостью.
Литейными являются сплавы МЛЗ, МЛ5, ВМЛ-1 (см.
табл. 12.3). (Два последних сплава — жаропрочные и ^югут
работать при температурах 250...300 °С.) Отливки из магниевых
сплавов изготовляются литьем в землю, в кокиль, под
давлением. Необходимы меры, предотвращающие загорание сплава при
плавке, в процессе литья. Из литейных сплавов изготовляют
детали двигателей, приборов, телевизоров, швейных машин
(шпульки, катушки), клише.
Магниевые сплавы имеют высокую удельную прочность и
поэтому широко используются в самолето- и ракетостроении.
В табл. 12.4 приводится удельная прочность (средняя
прочность на единицу массы конструкции) важнейших
конструкционных сплавов.
Таблица 12.4
Материал
Легированная сталь
Алюминиевые сплавы
Магниевые сплавы
Титановые сплавы
ав, МПа
1200
500
260
1250
Y, г/см:*
7,85
2,72
1,74
4,5
<Wy
150
180
150
280
№ 29. Вспомнив материал § 3.4, установите, почему магний и его сплавы плохо
деформируются.
Ответ: см. с. 388.
§ 12.5. МЕДЬ И ЕЕ СПЛАВЫ
Медь имеет решетку г.ц.к. с параметром 3,608 А (0,3608 нм);
плотность меди 8,94 г/см3; температура плавления 1083 °С.
Характерным свойством меди является ее высокая
электропроводность (р = 0,0178 Ом«см2/м), поэтому медь находит
широкое применение в электротехнике. Технически чистая медь
маркируется: М00 (99,99% Си), МО (99,95% Си) М2, МЗ и М4
(99% Си).
Механические свойства меди относительно низки. Так, в
литом состоянии ав=150...200 МПА, 6~15...25%! Поэтому в
качестве конструкционного материала медь находит ограниченное
применение. Повышение механических свойств достигается
созданием разных сплавов на медной основе.
Различают две группы медных сплавов: латуни — сплавы
меди с цинком, бронзы — сплавы меди с другими (кроме цинка)
элементами.
Латуни. На рис. 12.11, а приведены диаграмма состояния
Си — Zn. Латуни могут иметь в своем составе до 45 % Zn.
Повышение количества цинка до 45 % в латуни приводит к
повышению свойств прочности (ав до 450 МПа). Максимальная плас-

тичность имеет место при содержании цинка около 37 %. На
рис. 12.11, б показаны зависимости ав и б от количества цинка
в составе латуни.
При сплавлении меди е цинком образуется ряд твердых
растворов а, р, у. е> из которых а является твердым раствором цинка
меди с предельной растворимостью цинка 39 %.
Фазы р, у» е являются твердыми растворами на базе
электронных соединений: 0-CuZn; Y-CusZn, e-CuZri7.
Из диаграммы состояния Си —Zn видно, что в зависимости от
состава имеются однофазные латуни, состоящие из а-твердого
раствора, и двухфазные (а+Р)-латуни. На рис. 12.12, а, б
приведены микроструктуры таких сплавов.
Латуни маркируются буквой Л, за которой следует число,
показывающее содержание меди в процентах; например, в
сплаве Л62 имеется 62 % Си и 38 % Zn. Если, помимо меди и цинка
в сплаве имеются другие
элементы, то для обозначения их
после буквы Л ставятся буквы,
являющиеся начальной буквой
названия элементов (О —
олово, С — свинец, Ж — железо,
Ф — фосфор, Ц — цинк, Мц —
марганец). Количество этих
элементов обозначается
соответствующими цифрами после
числа, показывающего
количество меди в латуни; например,
сплав ЛАЖ60-1-1 содержит
60 % Си, 1 % А1, 1 % Fe,
38 % Zn.
Рис. 12.12. Микроструктуры:
а — а-латуни; б — а -+- 0-латуни
Рис. 12.11. Диаграмма состояния Си — Zn (а); зависимость механических
свойств от содержания цинка (б)

Однофазные а-латуни используются для изготовления
деталей деформированием в холодном состоянии. Из них
изготовляются ленты, гильзы патронов, радиаторные трубки, проволока.
Для изготовления деталей деформированием при температуре
выше 500 °С используются (а+р)-латуни. Из двухфазных-лату-
ней изготовляют листы, прутки и другие заготовки, из которых
последующей механической обработкой изготовляются детали.
Обрабатываемость резанием латуней улучшается присадкой в
состав латуни небольшого количества свинца, например, латунь
марки ЛС59-1, которую называют «автоматной латунью».
Латуни имеют хорошую коррозионную стойкость. Это
свойство дополнительно повышается присадкой небольшого количества
олова. Латунь ЛО70-1 стойка против коррозии в морской воде
и называется «морской латунью».
Присадка в латунь никеля, железа повышает механическую
прочность: ав < 550 МПа.
Из латуни можно изготовлять также детали методом литья.
Наилучшей жидкотекучестью обладает литейная латунь марки
ЛК80-ЗЛ, несколько хуже литейные свойства латуней типа ЛА,
ЛАЖ, ЛАЖМц.
Ввиду узкого интервала температур кристаллизации литейные
латуни не склонны к ликвации. При кристаллизации имеют
значительную (1,5...2 %) сосредоточенную усадку. Поэтому
латунные отливки могут быть получены с высокой плотностью.
№ 30. Каким методом при изготовлении отливок из латуни можно устранить
из отливки усадочную раковину?
Ответ: 1) установкой прибылей в массивных частях отливки, см. с. 389;
2) осуществлением направленного затвердевания отливки и установкой прибылей
в массивных частях, см. с. 389.
Латуни являются хорошим материалом для конструкций,
работающих при отрицательных температурах. Например, латунь
ЛС59-1 при — 78 °С имеет ав = 493 МПа; при — 256 °С предел
прочности ав = 680 МПа при относительном удлинении б около
30%.
Детали, изготовленные из латуней деформированием, при
содержании более 20 % Zn подвержены «сезонному»
растрескиванию во влажном воздухе при наличии в атмосфере следов
сернистых газов. Саморастрескивание происходит из-за предподчти-
тельной коррозии латуней по границам зерен в зоне
неравномерного распределения напряжений. Для предотвращения
растрескивания детали отжигают при температуре ниже температуры
рекристаллизации (в большинстве случаев при 175...300 °С).
В табл. 12.5 приведены марки некоторых латуней, их
механические свойства и области применения.
Сплавы меди с оловом (оловянные бронзы). При сплавлении
меди с оловом образуются твердые растворы и электронные
соединения аналогично тому, как это имело место в сплавах
Си —Zn. На рис. 12.13, а приведена левая часть диафрагмы
состояния Си — Sn. В твердом состоянии в бронзах имеются фа-

Таблица 12.5
Марка
Л90
ЛАЖ60-1-1
ЛЖМц50-1-1
ЛС59
ЛК80-ЗЛ
ЛАЖМц66-6-3-2
ЛКС80-3-3
Механические
свойства
а„, МПа
6, %
Назначение
Деформируемые латуни
--.260
450
450
400
44
45
50
45
Трубы, прутки
Полосы, прутки, трубы, проволока
Литейные латуни
250
600
250
10
7
7
Арматура, детали приборов в
судостроении и в общем
машиностроении
Гайки нажимных винтов,
червячные винты
Подшипники, втулки, вкладыши
зы, природа которых следующая: а-твердыи раствор олова в
меди; р-твердый раствор на базе электронного соединения CuSn
(электронная концентрация равна 3/2); б-электронное соединение
Cu3iSn8; 7"твеРДый раствор на базе химического соединения;
Cii3Sn(e — электронное соединение).
Сплавы Си — Sn имеют ряд нонвариантных превращений:
при 798 °С а + Ж-^р, при 586 °С р-+Э(а + 7); при очень
медленном охлаждении при 350 °С фаза б распадается на а-твердый
раствор и е-фазу, что в реальных условиях охлаждения обычно
не происходит (см. § 6.7).
Рис. 12.13. Диаграмма состояния сплавов Си — Sr (а); зависимость
свойств от содержания олова (б)

Как видно из рис. 12.13, диаграмма состояния Си — Sn
сложная и для использования ее необходимо ориентироваться на
материал § 6.6.
№ 31. Учитывая сравнительно малую интенсивность диффузионных процессов
при температурах ниже 900 °С, установите, из чего будет состоять структура
литого сплава с 10 %Sn после полного охлаждения.
Ответ: 1) из пересыщенного раствора а, см. с. 389; 2) из (а+е)-кристаллов,
см. с. 389; 3) из а + Э(а + б), см. с. 389.
Наличие большого температурного интервала кристаллизации
сплавов Си — Sn обусловливает сильную склонность к ликвации
этих сплавов. Благодаря ликвации сплавы с содержанием олова
выше 5 % имеют в структуре эвтектоидную составляющую
Э(а+8), так как при повышенной скорости охлаждения
превращения 6(Cu3iSn8) не происходит.
На рис. 12.14, а приведена структура литой бронзы с 6 % Sn.
Особенностью свойств сплава с такой структурой в том,
что а-твердый раствор — относительно мягкая составляющая,
кристаллы 6(Cu3iSne)—твердые, что является благоприятным
для деталей типа подшипников скольжения; мягкая фаза
обеспечивает хорошую перерабатываемость, твердые частицы
создают износостойкость и хорошую удерживаемость смазки между
трущимися деталями. Поэтому оловянные бронзы являются
типичным антифрикционным материалом.
Следует подчеркнуть, что ликвация в бронзах — явление
положительное, так как благодаря ей удается получить
оптимальную структуру при относительно невысоком содержании очень
дефицитного олова (см. диаграмму состояния на рис. 12.13,
сплошные линии).
№ 32. Какое содержание олова обеспечивает получение оптимальной
структуры для подшипников, если явление ликвации отсутствует?
Ответ: см. с. 389.
Наличие большого интервала кристаллизации приводит к
образованию рассредоточенной усадочной пористости в бронзовых
Рис. 12.14. Микроструктура бронзы с 6% олова:
а — после литья; б — после отжига

отливках. Благодаря этому оловянные бронзы имеют очень
низкую объемную усадку (около 0,8%) и с успехом используются
при художественном литье. Хорошую жидкотекучесть
обеспечивает наличие фосфора в составе бронз. Пластичность литых
сплавов Си — Sn начиная от 6 % Sn понижается из-за появления
хрупкого эвтектоида в структуре сплава. Прочность понижается
при содержании олова > 20 %, когда количество б-фазы
становится слишком большим/(см. рис. 12.13, б). Технические
сплавы Си —Sn, как правило,' не имеют в своем составе больше 12 %
олова. В основном стараются использовать сплавы с меньшим
содержанием олова из-за большой дефицитности последнего.
Часто в состав оловянных бронз добавляют другие компоненты:
50...10% цинка, главным образом для удешевления сплава;
3...5 % свинца для улучшения антифрикционных свойств; до
1 % фосфора для раскисления сплавов, улучшения жидкотеку-
чести и повышения упругих свойств.
Бронзы маркируются по следующему принципу: на первом
месте ставятся буквы Бр, затем буквы, показывающие, какие
компоненты помимо меди входят в состав сплава (так же, как в
латунях). После букв идут цифры, показывающие количество
соответствующих компонентов в сплаве. Например, марка
БрОФЮ-1 означает, что в бронзу входит 10 % олова и 1 %
фосфора, остальное — медь.
Оловянные бронзы подразделяются на деформируемые и
литейные. В деформируемых бронзах, чтобы иметь необходимую
пластичность, содержание олова не должно превышать 6 %.
Из этих сплавов изготовляют прутки, трубы, ленту, проволоку.
В зависимости от состава деформируемые бронзы отличаются
высокими механическими, антикоррозионными,
антифрикционными и упругими свойствами и используются в различных отраслях
промышленности.
Литейные бронзы применяются главным образом для
изготовления пароводяной арматуры и для
отливок антифрикционных деталей
типа втулок, венцов червячных колес,
вкладышей подшипников. В табл.
12.6 приводятся марки, механические
свойства и области применения
некоторых оловянных бронз.
Алюминиевые бронзы. На рис.
12.15, а показана диаграмма
состояния Си — А1. До 9,4 % А1 бронзы
имеют однофазное строение а-твер-
дого раствора. При содержании
алюминия от 9,4 до 15,6 % сплавы Си —
А1 двухфазные и состоят из а- и 72-
фаз.
Сплавы состава А1 >9,4 %, име
ют эвтектоидное превращение а-*
Рис. 12.15. Диаграмма
состояния сплавов Си — А1

-► Э (а + 72). Структура сплавов, имеющих более 7,4 % А1,
зависит от скорости охлаждения. При высоких скоростях охлаждения
Р-фаза частично или полностью превращается по
бездиффузионному сдвиговому типу, образуя мартенсит.
На рис. 12.16, а, б приводятся микроструктуры алюминиевых
бронз.
№ 33. Какого эффекта следует ожидать от закалки алюминиевых бронз?
Ответ: 1) разупрочнения, как у дюралюминов, см. с. 389; 2) сильного
упрочнения, как у углеродистых сталей, см. с. 389; 3) слабого упрочнения, как
у титановых сплавов, см. с. 389.
Оптимальными свойствами обладают алюминиевые бронзы,
содержащие 5...8 % А1. Увеличение содержания А1 до 10...И %
вследствие появления 72-фазы ведет к резкому повышению
прочности и к сильному понижению пластичности. Дополнительного
повышения прочности сплавов с 8...9,5 % А1 можно достичь
закалкой.
Положительными особенностями алюминиевых бронз (по
сравнению с оловянными) являются: 1) меньшая склонность к
внутрикристаллической ликвации; 2) большая плотность
отливок; 3) более высокая прочность и жаропрочность; 4) меньшая
склонность к хладноломкости. Основные недостатки
алюминиевых бронз: 1) значительная усадка; 2) склонность к
образованию столбчатых кристаллов при кристаллизации и к росту зерна
при нагреве, что охрупчивает сплав; 3) сильное газопоглощение
жидкого расплава; 4) самоотпуск при медленном охлаждении;
5) недостаточная коррозионная стойкость в перегретом паре.
Для устранения этих недостатков сплавы дополнительно
легируют Mn, Fe, Ni, Pb.
Детали из алюминиевых бронз изготовляют литьем и
обработкой давлением.
Из алюминиевых бронз изготовляют относительно мелкие, но
высокоответственные детали типа шестерен, втулок, фланцев.
Рис. 12.16. Микроструктура сплава с 10 % А1:
а — после медленного охлаждения; б — после закалки

Из бронзы БрА5 штамповкой изготовляют медали и мелкую
разменную монету. В табл. 12.6 приведены состав, механические
свойства и назначение некоторых алюминиевых бронз.
Кремнистые бронзы применяют как заменители оловянных
бронз (БрК4). Они имеют большую усадку, чем оловянные
бронзы, но превосходят последние по коррозионной стойкости и
механическим свойствам, имеют высокие упругие свойства.
Свинцовые бронзы (БрСЗО) используют как
высококачественный антифрикционный материал. Однако по сравнению с
оловянными бронзами они имеют более низкие механические и
технологические свойства (ликвация по плотности).
Бериллиевые бронзы являются высококачественным
пружинным материалом. Растворимость бериллия в меди с пони-
Т.а б л и ц а 12.6
* В скобках — в деформированном или в закаленном (для Бр Б2 в
состаренном) состоянии.
Марка
•
БрОФ6,5-0,15
БрОЦС4-4-2,5
БрОЦСНЗ-7^5-1
БрОЦС4-4-17
БрАЖ9-4
БрАЖ9-4Л
БрАЖН 10-4-4
БрКМцЗ-1
БрБ2
БрСЗО
Механические
свойства
а„, МПа
6, %
Назначение
Оловянные бронзы (деформируемые)
300
360
38
35
Пружины, коробки барометров,
мембраны, подшипники
Антифрикционные детали
Оловянные бронзы (литейные)
180...200
180...200
14...16
8...10
Арматура в условиях воды, морской
воды, пара
Антикоррозионные детали,
антифрикционные детали (втулки, червячные
колеса)
Алюминиевые бронзы
600(850)
550
650(800)
40(5)
15
35(9)
Прутки, поковки
Фасонное литье
Прутки, поковки, трубы
Кремнистая бронза
380(700)
35(7)
Прутки, проволока, лента для
изготовления пружин, простые фасонные
отливки
Бериллиевая бронза
540
(1150)
60...80
25(3...6)
Свинцое
4...6
Прутки, ленты, проволока для пружин
шя бронза
Для заливки вкладышей подшипников

жением температуры от 806 до 300 °С понижается от 2,7 до
0,2 %. Это явление используют для получения высоких упругих
и прочностных свойств изделий из бериллиевой бронзы методом
дисперсионного твердения.
Бериллиевые бронзы имеют в составе около 2 % бериллия
(БрБ2). Готовые изделия из таких сплавов подвергают закалке
от 800 °С, благодаря чему фиксируется при комнатной
температуре пересыщенный твердый раствор а (бериллия в меди). Затем
проводят искусственное старение при 300...350 °С. При этом
происходит выделение дисперсных частиц у-фазы, возрастают
прочность и упругость. После старения предел прочности ав =
= 1100...1200 МПа.
§ 12.6. ЦИНК, СВИНЕЦ, ОЛОВО И ИХ СПЛАВЫ
Цинк и его сплавы. Цинк, имея решетку г.п.у., относительно
плохо деформируется. Поэтому в основном из цинковых сплавов
изготовляют детали литьем. Для изготовления отливок
используются сплавы цинка с алюминием, медью, магнием. Из
цинковых сплавов изготовляют отливки корпусов карбюраторов,
насосов, рам спидометров, деталей стиральных машин, пылесосов,
конторских и печатных машин.
Для защиты от коррозии и улучшения декоративного вида
отливки подвергают меднению, никелированию или
хромированию.
Сплавы типа ЦАМ10-1 (состав: 9...11 % А1, 0,6...1 % Си)
являются антифрикционными сплавами. Используются как
заменитель оловянных бронз и баббитов в подшипниках
металлорежущих станков и других машин, когда давление на подшипник
не более 2000 МПа и окружная скорость до 3 м/с.
Цинковые подшипники склонны к заеданию и требуют
постоянной смазки. Большое значение имеет цинк в качестве покрытия
изделий из стали для защиты их от коррозии.
№ 34. Вспомнив материал § 5.5, установите, за счет чего цинковое
покрытие защищает железо от коррозии.
Ответ: см. с. 389.
Свинец как очень мягкий металл не может использоваться
в качестве конструкционного материала. Он используется в
качестве составляющей при производстве подшипников (свинцовые
бронзы, баббиты). Легирование стали свинцом улучшает
обрабатываемость резанием (см. § 10.7). Свинец используется в
припоях, для изготовления аккумуляторных пластин.
Олово является важной составляющей подшипниковых
сплавов (бронзы, баббиты). Мягкие антифрикционные сплавы на
оловянной и свинцовой основе называются баббитами. В
табл. 12.7 приводятся составы некоторых баббитов. В состав
баббитов кроме олова, свинца вводятся другие элементы для
улучшения как антифрикционных, так и технологических свойств.

Таблица 12.7
Марка
Б83
Б6
БН
БС
БК
ЦАМ-10-5
ЦАМ-5-10
АСС6-5
Sn
Основа
5...6
9...11
—
10
5
0,5...0,7
Sb
10...12
14...16
13...15
16...18
—
5...6
Состав, (
Си
5,5...6,5
2,5...3,0
1,5...2,0
1,0...1,5
5
10
7,5...9,5
Уо
Pb
—
Основа
»
»
»
Цинковые
прочие
(l,75...2,25)Cd
(0,5...0,9) As
—
(0,85...1,15)Са
(0,6...0,9)Na
баббиты
Zn
Zn
Алюминиевые баббиты
l,5...2,5Si
Al
dpyi
мягкая
основа
Sn
Pb
Pb
3(Pb + Sb)
Pb
3(Zn + Al +
+ CuZn3)
Al
<тура
твердые
включения
f SnSb
[ Cu3Sn
j SnSb
| SnAs2
CuZn3
AlPb

Температура

плавления,
°C
380
460
400
410
470
395
500
750
632

Коэффициент
трения
со
смазкой
0,005
0,005
0,006
0,007
0,004
0,009
—
—

В § 12.4 прочтите, какими свойствами должны обладать
структурные составляющие антифрикционных материалов.
Мягкая основа обеспечивает хорошую прирабатываемость
подшипника, твердые включения другой фазы или структуры
повышают износостойкость. Они также удерживают смазку, что
уменьшает износ и коэффициент трения.
Припои. Сплавы олова со свинцом являются основой мягких
припоев ПОС90, ПОС61, ПОСЗО, имеют соответственно 90, 61,
30% олова, незначительное количество (около 1%) сурьмы,
остальное — свинец.
§ 12.7. МАТЕРИАЛЫ, ИЗГОТОВЛЯЕМЫЕ МЕТОДАМИ
ПОРОШКОВОЙ МЕТАЛЛУРГИИ
Характерной особенностью порошковой металлургии как
промышленного метода производства различных деталей является
применение исходного сырья в виде порошков, из которых
прессованием формуются изделия заданной формы и размеров.
Полученные заготовки подвергаются спеканию при температуре
ниже температуры плавления основного компонента — шихты.
Основными достоинствами технологии производства изделий
методом порошковой металлургии являются:
1) возможность изготовления деталей из большинства
тугоплавких металлов и соединений, псевдосплавов, пористых
материалов, изготовление которых возможно только этим методом;
2) значительная экономия металла, так как изделия,
получаемые методом порошковой металлургии, имеют высокую точность
и в минимальной степени нуждаются в последующей
механической обработке. В среднем отходы при этом способе производства
не больше 1...5 %;
3) возможность получения материалов высокой чистоты;
4) простота технологии порошковой металлургии.
В последнее время наметились новые пути развития
порошковой металлургии — получение металлургических
полуфабрикатов (прутков, листов, труб и др.). Изделия из этих заготовок
получают методом обработки давлением, резанием, сваркой, т. е.
теми же способами, что и из заготовок, получаемых при
обычном металлургическом производстве.
Освоение централизованного производства заготовок из
порошков содействует более широкому использованию продукции
порошковой металлургии на машиностроительных заводах.
Методом порошковой металлургии изготовляют твердые
сплавы, антифрикционные и фрикционные детали, фильтры,
электропроводники, конструкционные детали, в том числе работающие
при высоких температурах и в агрессивных средах.
Антифрикционные материалы. Подшипники из порошковых
материалов изготовляют прессованием и спеканием из
бронзового или железного порошка обычно с добавкой графита (1,..
3 %). Металлокерамические антифрикционные материалы из по-

рошков отличаются тем, что в них имеются поры (15...30 %
общего объема изделия). Применение железографитовых
подшипников позволяет экономить большое количество сплавов цветных
металлов — бронзы, баббита. В ряде случаев железографитовые
подшипники скольжения могут успешно заменить шариковые и
роликовые подшипники качения. Наличие графита и запас
жидкой смазки в порах придает металлокерамическим
подшипникам свойство самосмазываемости, что уменьшает опасность
выхода из строя узлов трения из-за ^достаточной смазки.
Использование подшипников из порошков взамен литых
повышает срок службы подшипников от 1,5 до 10 раз.
Коэффициент трения металлокерамических подшипников 0,04...0,06. Они
могут работать при скоростях трения 6 м/с при нагрузках
до 600 МПа. При меньших нагрузках скорости скольжения могут
достигать 20...30 м/с.
№ 35. Чем отличаются подшипники на основе порошков из железа и
графита от чугунных?
Ответ: 1) наличием пор, см. с. 389; 2) характером металлической основы,
см. с. 389.
Железографитовые подшипники намного дешевле
подшипников из бронзы, баббитов.
Решена также задача изготовления металлокерамических
поршневых колец для двигателей внутреннего сгорания. Такие
поршневые кольца более стойки в работе, чем обычные чугунные.
Они выдерживают (до выхода из строя) на 30...45 тыс. км.
пробега автомашин больше, чем чугунные, и на 30 % меньше
изнашивают цилиндр двигателя.
В настоящее время быстро расширяется применение метал-
лопластмассовых подшипников. Особенно перспективны
благодаря высоким антифрикционным свойствам при работе без смазки
подшипники, пропитанные фторопластом. Коэффициент сухого
трения подшипников, пропитанных фторопластом, а ^ 0,05. Они
могут работать в кислых и щелочных средах при температурах
до 280 °С.
Разработаны антифрикционные материалы, работающие при
высоких температурах (подшипники газовых и паровых турбин),
уплотнительные материалы турбин. В качестве исходных
порошков для этих деталей используются порошки хромоникелевых
сталей типа Х18Н15, ХЗН18 и т. д. с добавками в шихту
дисульфида молибдена. Получаются спеченные материалы (плотность
более 90 %).
Фильтры. Качество работы многих машин достигается за C4ef
повышения чистоты топлива и смазок. Для повышения чистоты
продуктов производства и улучшения качества материалов и
окружающей среды в современной технике все шире применяют
методы очистки фильтрацией. Методы порошковой металлургии
позволили разработать фильтры, которые по сравнению с
тканевыми, войлочными, картонными и другими имеют ряд преиму-

ществ. Они более прочны, работают при повышенных
температурах, хорошо выдерживают резкий нагрев: не загрязняют
материалом фильтра фильтруемые среды, имеют хорошую
проницаемость, задерживают частицы размером от 0,5 мкм. Фильтры из
порошков широко используют в промышленности для фильтра- \
ции топлива и смазок, различных масел и смол, очистки газов
и воздуха от пыли, фильтрации расплавленных низкоплавких
металлов, кислот, щелочей и других продуктов химической про- -
мышленности.
Металлокерамические фильтры изготовляют в виде тиглей,
пластинок, конусов, труб, листов, а также в виде сборных
конструкций. Размеры фильтров можно изменять в широких
пределах — от нескольких миллиметров до 1 м и более.
Разработаны фильтры, которые работают при температуре
до 300 °С при давлении до 190 Па с производительностью
до 300 л/мин и очищают от загрязнений с размером частиц 2 мкм
и больше.
Фильтры, которые применяют для тонкой очистки масла в
дизельных двигателях автобусов и грузовых машин, имеют срок
службы до первого засорения 5000...6000 км пробега. При
применении промежуточных очисток (регенерации) один фильтр
может служить до 20 000 км пробега.
Для изготовления фильтров применяют порошки бронзы,
никеля, нержавеющих сталей, железа и других материалов.
Проницаемость и фильтрующая способность фильтров зависят от
величины частиц исходного порошка и пористости. Чем тоньше
исходный порошок, тем меньше размер пор и тем более тонко
очищает фильтр. Большое преимущество таких фильтров —в
возможности их регенерации после загрязнения.
Фрикционные материалы. Надежность работы многих машин
и механизмов при возрастании скорости и нагрузок на рабочие
органы в значительной мере зависит от качества работы
тормозных устройств. В связи с этим создание высококачественных
фрикционных материалов приобретает особую важность. В
настоящее время для оснащения тормозных устройств автомобилей,
прессов, грузоподъемных машин и других механизмов применяют
фрикционные материалы на основе пластмасс с разными
добавками. К таким материалам относятся ферродо, гетинакс,
текстолит с коэффициентом трения соответственно 0,25...0,45; 0,25...
0,30; 0,30...0,35. Однако эти материалы в тяжелых условиях
работы недостаточно износостойки. Применяя методы порошковой
металлургии, можно создать материалы, которые более полно
отвечают требованиям, предъявляемым к фрикционным
материалам. Эти материалы могут работать при скоростях трения до
50 м/с на нагрузках 350...400 МПа, а остальные материалы — до
50...60 МПа.
Фрикционные материалы из порошков имеют коэффициент
трения при работе в масле а= 0,08...0,15, при сухом трении по
чугуну — до 0,3...0,5, и даже до 0,7.

Ориентировочный состав типичного фрикционного материала
на медной основе, предназначенного для работы в масле,
следующий: медь — 60...70 %, олово — 5...7, свинец — 5...15, цинк —
5... 10, железо — 5... 10, кремнезем или карбид кремния — 2,5...3,
графит— 1...2 %. Разработаны также материалы на основе
железа для работы при трении без смазки. Примерный состав таких
материалов следующий: железо — 64 %, медь — 15, графит —
9, асбест — 3, барий сернокислый — 6, кремнезем — 3 %. Такие
материалы допускают температуру на поверхности трения выше
1000 °С. Изменяя содержание отдельных компонентов, можно в
широких пределах регулировать фрикционные и другие свойства
материалов.
Фрикционные материалы изготовляют в виде дисков,
накладок, лент, колодок и т. д. Эти материалы необходимы для
производства самолетов, автомобилей,тракторов, тягачей,
различного рода станков для механической обработки и многих других
механизмов.
Конструкционные материалы. В ряде случаев методом
прессования порошков можно с большим экономическим эффектом
изготовлять детали машин, которые при обычных методах
изготовления нуждаются в трудоемкой механической обработке.
Метод формирования деталей с почти окончательными размерами
позволяет сэкономить металл и сократить затраты на обработку.
Это позволяет снизить стоимость изделий на 40...50 % и более.
Основным материалом для этого типа деталей является
железный порошок.
Из железного порошка можно прессовать шестерни, плоские рычаги,
сепараторы шариковых и роликовых подшипников, детали различного рода
приборов и машин, храповики и другие изделия.
Прессование изделий такого назначения ведут обычно при сравнительно
высоких давлениях (7... 10 Па), с тем чтобы остаточная пористость не превышала
5...8%.
Механические свойства прессованных изделий в зависимости от требований
могут изменяться в широких пределах. Предел прочности может быть от 200
до 600 МПа. В случае необходимости за счет специальной обработки можно
достичь и более высоких значений прочности.
Для получения более прочных материалов в исходную шихту добавляют
углерод или медь; производят двойное прессование и спекание; применяют
термическую и химико-термическую обработку и т. п.
На основе большинства металлов и сплавов можно создать новые сплавы
с высокой устойчивостью против ползучести при высоких температурах за счет
дисперсионного упрочнения их нерастворимыми при нагреве твердыми
включениями.
Большое распространение имеют металлокерамические
электротехнические материалы (сильноточные контакты — W — Си-
композиции; слаботочные контакты — ферриты, постоянные
магниты и др.).
Описанные выше материалы и изделия не характеризуют
всех возможностей порошковой металлургии. Эта отрасль
техники непрерывно развивается и находит все новые области
применения.

Централизованное производство заготовок из порошковых
материалов разного состава позволит увеличить их
использование на машиностроительных заводах.
№ 36. Требуется изготовить стойкие против дуговой эрозии сильноточные
контакты для трансформаторов большой мощности. Из какого материала
следует их сделать, чтобы были обеспечены долговечность работы и минимальное
электросопротивление?
Ответ: из: 1) меди, см. с. 389; 2) алюминия, см. с. 389; 3) вольфрама, см.
с. 389; 4) пористого вольфрама, пропитанного медью, см. с. 389.
Керамические материалы. Эти материалы получают
формовкой минеральных масс с их последующим обжигом. Назначение
керамических материалов может быть весьма различно.
К материалам из твердых и тугоплавких соединений
относятся бориды, карбиды, силициды, нитриды, оксиды. Эти материалы
имеют высокую твердость, приближающуюся к твердости алмаза,
они отличаются и тугоплавкостью (большая часть этих
соединений плавится при температурах выше 2500 °С, а некоторые —
выше 4000 °С). Имеют высокую стойкость против окисления при
нагреве на воздухе; против воздействия агрессивных
химических сред.
Эти особенности позволяют широко использовать тугоплавкие
соединения в разных отраслях современной техники, особенно
в металлургии, химической промышленности в качестве
огнеупоров, в радиоэлектронике в качестве эффективных
термоэмиттеров (источники электронов) генераторных устройств, в
газотурбостроении в составе жаростойких сплавов, в машиностроении
в составе алмазозаменителей для шлифовальных работ и многих
других областях.
Получение новых материалов методом самораспространяющегося
высокотемпературного синтеза (СВС) Метод СВС основан на том, что при
взаимодействии исходных веществ экзотермической реакции происходит образование
нового вещества, термодинамический потенциал которого меньше такового у
исходных реагирующих веществ. В процессе реакции выделяется теплота, которая
при быстром протекании процесса приводит к образованию очень высоких
температур, резко ускоряя диффузионные процессы, протекающие при
взаимодействии исходных веществ.
Получение новых веществ путем синтеза известно давно, но для этого нужную
температуру получали нагревом в печи, т. е. расходовали энергию.
Особенность метода СВС в том, что теплота, требуемая для развития
процесса, получается в самой реакции. Эта теплота является источником энергии
для получения новых веществ .(материалов), и в этом громадное преимущество
метода СВС по сравнению с классическим. При СВС отпадает необходимость
также в печном оборудовании, и зачастую этим методом можно получить готовое
изделие из нового материала непосредственно в процессе производства этого
материала.
В качестве примера представьте себе, что в форму в виде головки блока
цилиндров впрессовывается порошковая смесь, которая зажигается местным
нагревом, что вызывает химическую реакцию, в результате которой образуется
новый материал — нитрид кремния. После остывания из формы удаляется
готовая головка из керамики с весьма точными размерами, так как при СВС
объемные изменения очень малы.
Окончательная доводка в размер достигается шлифованием поверхностей
трения.
Методом СВС получено около 300 новых материалов: карбид тантала с

температурой плавления 4000°С, нитрид кремния (жаропрочная керамика),
карбид титана, карбонитрид ниобия, нитрид бора и многие другие нитриды,
используемые в жаропрочных сплавах и для покрытия режущего инструмента,
резко повышающие их износостойкость.
Синтезируются нестехиометрические соединения, у которых соотношение
компонентов дробное, в результате чего создаются вещества с уникальными
свойствами. Посредством СВС можно получить очень чистые от примесей
материалы. Продукция СВС представляет обычно порошки, применяемые в
абразивной технике и как сырье для порошковой металлургии.
Отмечается три направления совершенно новых технологических решений:
1) использование естественного спекания продуктов СВС в волне горения, в
результате чего получаются пористые изделия;
2) пластическая деформация неостывшего продукта прессованием,
прокаткой, в результате чего получается плотное изделие; /
3) получение продукта СВС в жидком состоянии и отливка их в форму, в
результате чего получаются изделия из очень тугоплавких материалов с
температурой плавления З...3,5 тыс. градусов, что другими методами вообще
неосуществимо.
Знания возможностей СВС необходимы инженеру для оценки перспективы
использования этого метода на практике.
§ 12.8. КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ (КМ)
Композиционными материалами в технике называют
искусственно созданные материалы, которые состоят из двух (или
более) компонентов, различающихся по составу и разделенных
выраженной границей, и которые неоднородны в микромасштабе
и имеют новые свойства, запроектированные ранее. В общем,
прочность КМ можно определить из зависимости
где (Тк — прочность КМ (разрушающее напряжение); V —
объемная доля фаз в композите. Индексы «к», «в», «м» относятся
соответственно к КМ (к), волокну (в), матрице (м).
Компонент, непрерывный во всем объеме КМ, называется
матрицей. Компонент прерывистый, разъединенный в объеме
композиции, называется арматурой. Матрица может быть
металлической, полимерной или смешанной. Матрица КМ придает
требуемую форму изделиям, влияет на создание свойств КМ, защищает
арматуру КМ от механических повреждений и других
воздействий внешней среды. Арматура КМ повышает прочность
матрицы. Арматура КМ может быть весьма различной: в виде
нитевидных кристаллов, волокон, ткани из волокон, порошка из
весьма разных материалов.
Прочность КМ зависит от характера взаимодействия матрицы
и арматуры. Наибольшая прочность достигается, если при
создании КМ в поверхностных слоях между матрицей и арматурой
происходит образование твердых растворов, химических
соединений.
Первоначально композиционными материалами (КМ)
называли материалы, армированные нитевидными монокристаллами,
имеющими максимально совершенное строение. Со времени
первых сообщений о высокой прочности нитевидных кристаллов

(1952 г.) во всех технически развитых странах проводятся очень
интенсивные исследования по возможности их промышленного
производства и использования в технике. В результате этих
работ в начале 70-х годов были созданы первые КМ для
авиационных и космических конструкций.
К настоящему времени разработаны различные варианты
выращивания нитевидных монокристаллов с минимальным сечением
порядка 1 мкм.
Основными способами выращивания нитевидных кристаллов
является выращивание их из пересыщенного пара (ПК-процесс).
Этот способ используется для получения металлических
нитевидных кристаллов. Для производства особо высокопрочных
нитевидных кристаллов оксидов и других соединений (сапфира
АЬОз, SiC и др.) осуществляется рост по П-Ж-К-механизму:
направленный рост кристаллов происходит из парообразного
состояния через промежуточную жидкую фазу.
Осуществляется создание нитевидных кристаллов также
вытягиванием жидкости через фильеры. Прочность кристаллов
сильно зависит от сечения, а также от гладкости поверхности
кристаллов.
Недостатками существующих технологий изготовления
нитевидных кристаллов являются высокая стоимость, неоднородность
кристаллов по величине и разориентированности, что сильно
усложняет технологию изготовления КМ.
Существует и иной путь изготовления КМ — непосредственно из расплавов
путем направленной кристаллизации эвтектик. Было установлено, что если
сплавы характеризуются малым превращением энтропии AS при плавлении, то они
затвердевают одновременно и процесс кристаллизации развивается
перпендикулярно плоской поверхности раздела между жидкой и твердой фазами, вследствие
чего в естественных условиях достаточно просто создаются композитные
структуры, упрочненные направленно выросшими кристаллами эвтектик.
Композитные материалы обладают высоким сопротивлением
хрупкому разрушению. По многим причинам КМ прежде всего
перспективны как высокожаропрочные материалы. Для
увеличения к. п.д. тепловых машин (газовые турбины) важнейшая
деталь турбин — лопатка — работает в наиболее тяжелых
условиях. Армирование никелевых сплавов нитями сапфира (АЬОз)
позволит существенно повысить температуру на входе в турбину
(значение ав сапфирных кристаллов при 1650 °С выше 700 МПа).
Изучаются возможности использования для производства
турбинных лопаток метода направленной кристаллизации
эвтектик таких систем, как А1 — AbNi; Си — Cr; А1 — СиАЬ, в том
числе способом непрерывного литья.
Армирование сопл ракет из порошков вольфрама и
молибдена производят кристаллами АЬОз как в виде войлока, так и
отдельных волокон, благодаря чему удалось удвоить прочность
материала при 1650 °С. Испытаны фенольные смолы с
тугоплавкой арматурой в виде камеры ракетного двигателя (стенки,
сопло). Композитные материалы являются идеальным материа-

лом для пар трения в условиях космоса, где невозможна обычная
смазка. Армирование пропиточного полимера стеклотекстолитов
нитевидными волокнами увеличивает их прочность. Небольшие
добавки нитевидного пуха к фенольным смолам повышают их
прочность на 20...30 %. Армирование литого металла уменьшает
его хрупкость в конструкциях. Перспективно армирование
сварных швов, паяных соединений. Весьма перспективно упрочнение
стекла неориентированными нитевидными кристаллами.
В силу отмеченных выше недостатков в производстве
нитевидных кристаллов для армирования КМ применяют
металлическую проволоку из разных металлов: стали разного состава,
вольфрама, титана, ниобия — в зависимости от условий работы
КМ. Наиболее часто используется стальная проволока
диаметром 20... 1500 мкм, изготовляемая из углеродистой или
нержавеющей стали. Последняя может быть аустенитной, аустенитно-
мартенситной или мартенситной. Способность мартенситно-ста-
реющих сталей к упрочнению при старении особенно эффективно
повышает свойства КМ на основе легких металлов. Высокая
прочность КМ достигается при использовании
высокоуглеродистой стали с последующей холодной прокаткой, создающей
упрочнение от наклепа. Дополнительное упрочнение проволоки из
легированных сталей после холодного волочения достигается
происходящим при волочении мартенситным превращением.
Стальная проволока перерабатывается в тканые сетки, которые
используются для получения КМ с ориентацией арматуры в
двух направлениях.
Применяется проволока из других материалов: тугоплавких
(W, Мо), легкоплавких (Mg, Al, Ti). Для армирования легких
металлов благодаря высокой прочности и малой плотности
применяются волокна бора, карбида кремния. Особенно ценными
свойствами обладают углеродистые волокна (УВ), которые
имеют ав = 2,5...3,5 ГПа, £=200...700 ГПа при т = (1Д..1,8) X
X Ю3 кг/м3. Их применяют для армирования металлических,
керамических, полимерных КМ. В качестве матриц КМ могут
применяться самые разные материалы: легкие металлы магния,
алюминия, титана, другие цветные металлы, тугоплавкие
металлы, полимерные материалы. Дисперсионно-упрочненные
композиционные материалы (ДКМ) относятся к классу
порошковых КМ. Структура ДКМ состоит из матрицы (из чистого
металла или сплава), в которой равномерно распределены
тонкодисперсные частицы упрочняющей фазы размером менее 0,1 мкм.
Упрочнение создается торможением движению дислокации в
матрице этими частицами.
Выше отмечалась роль таких материалов в качестве
жаропрочных. В табл. 12.8. приводятся свойства некоторых ДКМ
на металлической основе.
Технология получения изделий из металлических КМ весьма
различна — деформирование, литье. Весьма широко производят
КМ методами порошковой металлургии, когда как матрица,

так и арматура в исходном состоянии находятся в виде порошка.
Несмотря на то что металлические КМ начали
разрабатываться всего 30 лет назад, в настоящее время имеется громадное
количество разработанных КМ и задача инженеров на
производстве — их широкое использование.
Таблица 12.$
Содержа
добавок,
15
4
1
0,3
ние
/о
т, к
oB, МПа
Fe - А120з
923 | 340
Со - Ni - Th02
1053 1 585
Mg — MgO
773 1 150...200
Ti - AI2O3
293 1
840
6, %
4,5
—
10...12
9...10
Полимерные композиционные материалы (ПКМ).
Особенностью ПКМ является то, что матрицу их образуют различные
полимеры, служащие связующими для арматуры, которая может
быть в виде волокон, ткани, пленок, стеклотекстолита, гетинакса.
Составы и свойства их приводятся в справочниках.
Формирование ПКМ осуществляется прессованием, литьем
под давлением, экструзией, пневматическим деформированием,
напылением.
Все шире используются смешанные ПКМ, куда входят как
металлические, так и полимерные составляющие, которые
дополняют друг друга по свойствам. Так, подшипники, работающие
в условиях сухого трения, изготовляются из комбинации
фторопласта и бронзы, что обеспечивает самосмазываемость и
отсутствие ползучести.
Созданы ПКМ на основе полиэтилена, полипропилена,
полистирола с наполнителями в виде асбеста и других волокон. ПКМ
обладают высокой прочностью, жесткостью. Очень высокой
прочностью обладают эпоксидные композиции с волокнистым
наполнителем (ав ~ 2000 МПа).
Исходя из возможности создания на базе КМ изделий с очень
разнообразными и высокими свойствами, эксперты
предсказывают, что к 2000—2010 гг. конструкции, основанные на
однородных материалах, окажутся не в состоянии конкурировать с
композитными конструкциями как по использованию материала, так
и по эффективности самих конструкций. КМ являются
материалами, свойства которых можно прогнозировать и рассчитывать.
Пояснения к ответам на вопросы по главам 11...12
№ 3. 2) Правильно. Аустенит можно перевести в мартенсит отпуска
нагревом при 300 °С, но резко понизятся твердость и износостойкость инстру-

мента. Необходимость обработки холодом усложняет технологический процесс.
№ 4. 1) Правильно. Из приводимых этот материал наиболее вязкий,
прочный, достаточно твердый и износостойкий.
№ 6. 1) Правильно.
№ 9. I) Решение неправильное. В большом сечении у этой стали большая
карбидная неоднородность, что уменьшает прочность инструмента; сталь
дефицитная и дорогая.
№ 3. 1) Решение в современных условиях неправильное. Резцы быстро
тупятся.
№ 14. 2) Правильно.
№ 1. 2) Неправильно. Повышенной теплостойкости от такого инструмента не
требуется. Технология изготовления напильников из этой стали сложная.
Nk 4. 2) Неправильно. В стали много углерода, зубила будут ломаться.
№ 6. 2) Неправильно. Сталь У8 после обработки на зернистый перлит
хорошо обрабатывается, она не склонна к трещинообразованию при шлифовании,
так как в структуре мало остаточного аустенита. Склонность к перегреву есть.
№17. 1) Ошибаетесь. Используя материал § 6.6, разберите процессы,
происходящие в Ti-сплавах при их охлаждении.
№ 18. 1) Неправильно. Сплавы очень хрупки.
№ 7. 1) Правильно.
№ 8. 1) Правильно. В тонкой заготовке степень деформации была выше,
поэтому меньше карбидная неоднородность.
№ 9. 2) Правильно. Эта сталь имеет малую карбидную неоднородность,
повышенную вязкость; наименее дефицитная.
№ 11. 2) Решение, по-видимому, оптимальное. Пуансон из стали Р6М5
хорошо шлифуется, не имеет остаточного аустенита, поэтому обладает высокой
прочностью. Матрица из стали Х6ВФ имеет максимальную износостойкость и
высокую прочность.
№ 12. 2) Решение неправильное. Инструмент из этой стали будет
быстро изнашиваться (низкая твердость).
ЛЬ 1. 1) Нерационально для таких инструментов применять дорогую
быстрорежущую сталь.
№ 2. 1) Решение плохое. Сталь нетеплостойкая. Инструмент будет
деформироваться, покрываться окалиной при работе.
№31) Неправилно. При таких температурах Аост сохраняется (см §8.5).
№ 4. 3) Неправильно. Зубила будут хрупкими (много углерода в стали).
М 5. 2) и 3) Ответы правильные. Обе эти стали имеют высокую твердость,
хорошую прокаливаемость, но все же предпочтительнее было бы взять сталь
Х6ВФ. Эта сталь, имея меньше хрома, будет обладать меньшей карбидной
неоднородностью и поэтому более вязкая.
Nk 12. 3) Решение наиболее правильное, обеспечивается достаточно.
Высокая износостойкость, нет неустойчивых фаз.
№ 13. 3) Решение правильное. Этот материал прочнее, чем ВКЗ.
№ 14. 2) Правильно.
№ 8. 2) Неправильно, так как в инструменте остается большая карбидная
неоднородность.
№ 1. 3) Правильно. Сталь после закалки имеет высокую твердость и
износостойкость.
№ 2.2) Правильно. Данный материал наиболее подходящий. Приходится
мириться с пониженной износостойкостью, но сталь обеспечивает прочность
инструмента при высоких температурах.
№ 5. 1) Решение неудачное. Сталь В2Ф имеет малую прокаливаемость
(см. рис. 11.3). В стали много углерода, поэтому прочность матрицы будет
недостаточная.
№ 9. 1) Это не оптимальный вариант. Сталь из-за повышенного
содержания ванадия плохо шлифуется, дефицитная.
№ 10. 1) Ошибаетесь. Мартенсит отпуска углеродистой стали не отличается
высокой вязкостью из-за высоких внутренних напряжений.
№ 11. I) Решение не является наилучшим. Пуансон из этой стали после
термообработки имеет повышенное количество остаточного аустенита, что
ухудшает шлифуемость, а также прочность при работе. В стали матрицы будет

повышенная карбидная неоднородность, что может привести к понижению
вязкости.
№ 13. 2) Решение неправильное. В таких условиях эксплуатации резцы из
ВКЗ могут выкрашиваться.
№ 7. 2) Ошибаетесь. Прокаливаемость и закаливаемость стали высокие
(см. рис. 11.3). Так как после закалки в стали 10...13% остаточного аустенита,
то склонность к деформации и трещинообразованию не особенно велика.
№ 10. 3) Неправильно. Структура по сечению не будет однородной, так
как прокаливаемость несквозная.
№ 11. 3) Неправильно. Сталь 18 в таких сечениях может иметь повышенную -
хрупкость из-за карбидной неоднородности; дефицитна. Для вырубки твердой
стали матрица не будет иметь необходимой износостойкости (мало углерода).
№ 14. 1) Неправильно, хотя роль такого инструмента при чистовом
точении взамен шлифования растет.
№ 12. 1) Решение неправильное. В стали ХВГ после закалки до 15 %
остаточного аустенита, который не устранится при отпуске на 160 °С. Со временем
остаточный аустенит разлагается, что приводит к увеличению размеров скобы.
№ 10. 2) Правильно. Внутри пуансона структура троостита более вязкая,
чем мартенсит отпуска.
№ 17. 2) Правильно; Tip—Э(а + у).
№ 18. 3) Решение плохое. Сплав очень хрупок.
№ 19. 2) Ошибаетесь. См. материал о старении, § 8.6.
Л* 21. 2) Совершенно правильно.
№ 20. 1) Вы правы. Можно ожидать, что гамма промежуточных структур у
титановых сплавов до образования равновесных фаз, например а и у (см.
рис. 12.5), может быть очень многообразна (в общем). В то же время у стали
принципиально различающиеся фазы после отпуска — только мартенсит отпуска
и Ф + Ц (типа троостита или сорбита).
№ 18. 1) По-видимому, это оптимальный вариант. Обеспечивается
достаточная конструкционная прочность. Недостаток сплава — низкий модуль
упругости.
№ 15. Наиболее перспективно использование титановых сплавов в
химической промышленности, ракетостроения, в транспортном машиностроении, -в
судостроении.
№ 16. Так как диаграмма состояния Ti — Fe аналогична диаграмме Fe —С,
то сплавы Ti — Fe можно подвергать закалке, отпуску, отжигу, подобно
стали.
№ 21. I) Ответ для сталей правильный; для Ti-сплавов отмечено очень
ограниченное количество неравновесных фаз (см. рис. 12.2, а, б).
№ 13. 1) Неправильно. Износостойкость мала.
№ 19. 1) Правильно. Образуются дисперсные частицы а-фазы, которые
блокируют движение дислокации и упрочняют сплав.
№ 29. Тип решетки магния г.п.у, который имеет мало систем скольжения.
Поэтому магний и его сплавы плохо деформируются.
№ 20. 2) Ошибаетесь. Ведь процессы имеют диффузионную природу в обоих
случаях.
№ 22. Как видно из рис. 12.2, б, а"-фаза в этих сплавах имеет высокую
концентрацию легирующего элемента (например, Мо). Выделяющаяся из а" новая
фаза --- мелкодисперсная, что должно увеличивать сопротивление движению дис-
ккешии. Растет твердость. При высоких температурах, по-видимому, а"-*а' с
малым содержанием элемента в а'-твердом растворе (снижается твердость НВ,
■.•». !>!;.■ 12.'?); кроме того, происходит коагуляция выделяющейся фазы, что
также снижает их упрочняющее действие. Итог — интенсивное разупрочнение
(снижение л вердости).
N 1-У. }\ Вы ошибаетесь. При быстром охлажлении 6-фаза (CuAU)
ил :т,«.{До;ч» раствора не успевает выделиться.
№ 26. 3) Правильно. В этом состоянии заклепки будут высокопластичны.
ЛЬ 28. 2) Правильно. Сплав обеспечивает требуемые свойства. Литье под
давлением требует минимальной последующей механической обработки и обеспечивает
повышенные механические свойства.
№ 30. !.) Отчасти правильно, но только прибылей недостаточно для
получения плотной отливки.

№ 31. 2) Ответ неточный. Учтите, что было сказано при образовании е-фа-
зы.
№ 3. 2) Ошибаетесь. В обоих случаях металлическая основа может быть
одинаковой.
№ 32. Как видно из рис. 12.13, а, в этом случае потребовалось бы больше
10 % олова.
№ 36. 4) Решение оптимальное: медь обеспечивает хорошую
электропроводность, вольфрам — сопротивление разрушающему действию от
электродуговой эрозии.
№ 23. Согласно рис. 12.7, сплав можно подвергнуть всем видам термической
обработки, так как имеет место фазовое превращение при 430 °С.
Jib 36. 1) Решение плохое. От образующейся дуги при замыкании и
размыкании тока контакты быстро сгорят.
№ 28. 1) Выбор неудачный. Этот материал (не имеет 6=4%) утяжелит
конструкцию, что для данных условий недопустимо.
№ 36. 3) Неправильно. Вольфрам — относительно плохой
электропроводящий материал.
№ 36. 2) Решение самое плохое. См. ответ 1) на этот вопрос.
№ 24. 2) Правильно. При быстром охлаждении фаза СиАЬ не успеет
выделиться.
№ 26. 1) Ответ неточный. Например, по истечении 10...20 ч после закалки
заклепки нельзя использовать, они будут плохо деформироваться.
№ 25. Высокая температура и длительное время старения приводят к
коагуляции частиц 0-фазы, что приводит к уменьшению их сопротивления
движению дислокации.
№ 28. 1) Ошибаетесь. Дюралюмины обладают плохими литейными
свойствами.
№ 33. 2) Ошибаетесь. Мартенсит углеродистых сталей — пересыщенный
твердый раствор типа внедрения, а для алюминиевых — бронз мартенсит —
пересыщенный твердый раствор замещения с невысокой твердостью.
№ 35. 1) Правильно. В этом — принципиальное различие. Скопление масла
в порах создает хорошие условия смазки узла трения и низкий коэффициент
трения.
№ 30. 2) Правильно. Этим достигается кристаллизация металла в прибыли
в последнюю очередь, и усадочная раковина окажется в прибыли, а отливка
получается плотной.
№ 31. 1) Ответ правильный для равновесной кристаллизации, но в
условиях повышенной скорости охлаждения возможно образование более
неравновесных фаз. Посмотрите, какой состав жидкой фазы при температурах ниже
900 °С, и, учитывая условия охлаждения, подумайте, что может происходить с
этой жидкостью при дальнейшем охлаждении.
№ 33. 1) Ошибаетесь. Ведь сущность процесса и качество образующихся
структур при закалке их сплавов совершенно различны.
№ 35. 1) Ошибаетесь. Графит вводится в эти подшипники.
№ 31.3) Правильно, если кристаллизация идет достаточно быстро.
№ 33. 3) Правильно. Образуется пересыщенный твердый раствор алюминия
в меди, от чего упрочнение невелико.
№ 34. Из табл. 1.1 видно, что цинк более электроотрицательный элемент,
чем железо. Поэтому в коррозионной среде он интенсивнее корродирует, чем
железо, и этим защищает последнее от коррозии. Осуществляется протекторная
защита.
26. 2) Неправильно. Заклепки потеряют пластичность и при клепке будут
растрескиваться.

Часть //
НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ МАТЕРИАЛЫ
В СССР доля неметаллических конструкционных материалов
составляет всего 1...2 %, в США — 15...10 %, в Японии к 2000 г.
их долю намечают довести до 50 %.
Недостаточное использование этих материалов в СССР имеет
в основном две причины: плохое знание свойств этих
материалов и недостаточное производство полимеров, которые являются
основой большинства неметаллических материалов.
К природным полимерам относится многочисленная группа
веществ животного и растительного происхождения (хлопок,
шелк, шерсть, кожа, натуральный каучук и др.). Особое значение
имеют синтетические полимеры, получаемые синтезом
низкомолекулярных веществ. Синтетические полимеры являются
продуктами химической переработки нефти, природных газов,
каменного угля, горючих сланцев.
Полимерные материалы при их использовании дают большой
эффект: 1 т капронового волокна в производстве автомашин
высвобождает 4...6 т натуральных волокон. В производстве
бытовых изделий 1 т пластмасс высвобождает 5...6 т черных и
цветных металлов.
Для успешного использования материалов на основе
полимеров необходимо хорошо представлять особенности их строения
и обусловленное этим своеобразие свойств. Механическое
перенесение закономерностей, определяющих поведение металлических
материалов под нагрузкой, на полимерные материалы приводит к
грубым ошибкам.
Поэтому ниже приводятся краткие сведения об особенностях
строения и свойствах полимерных материалов.
№ 1. Повторив материал § 1.3, установите тип связи между частицами в
полимерном материале.
Ответ: 1) ковалентный, см. с. 435; 2) полярный, см. с. 436; 3) внутри
макромолекулы — ковалентный, между макромолекулами — полярный, см. с. 437.

Глава 13
ОСОБЕННОСТИ СТРОЕНИЯ
И СВОЙСТВ ПОЛИМЕРНЫХ МАТЕРИАЛОВ
S 13.1. ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ
Строение макромолекул полимеров. Характерными
особенностями молекул полимеров являются их большая молекулярная
масса и размеры.
В зависимости от формы и строения макромолекул полимеры
могут быть линейными, разветвленными, сетчатыми (рис. 13.1).
Звенья цепных макромолекул по составу могут быть полностью
идентичны или разные.
Разветвление цепных молекул и соединение их в сетку вносят
некоторые изменения в комплекс свойств полимеров. Но это не
изменяет специфических свойств полимера до тех пор, пока
остаются достаточно длинные цепные линейные отрезки молекул.
Чтобы понять особенности свойств полимеров, необходимо
познакомиться со строением и свойствами линейных цепных молекул.
Особенностью цепных молекул является их гибкость, которая
обусловлена устойчивостью молекулы при поворотах отдельных
частей (звеньев) молекулы относительно валентных связей,
благодаря чему возможен переход молекулы из одной конфор-
мации (формы) в другую без разрушения связей между звеньями
молекулы. Эта возможность реализуется благодаря
специфическому характеру связей между частицами в полимерном теле.
Между звеньями макромолекул и между атомами в звеньях
имеет место ковалентный характер связи. Связь между
макромолекулами в жидком или твердом полимере в большинстве
случаев имеет полярный характер и осуществляется слабыми
силами Ван-дер-Ваальса. Возможны и другие виды связи. Однако
во всех случаях характерные свойства полимеров реализуются
только тогда, когда силы межмолекулярного взаимодействия
Рис. 13.1. Схема строения макромолекул полимеров:
a — линейные; б — разветвленные; в — сетчатые

Рис. 13.2. Схематическое строение
пачки:
а — объединение макромолекул в
пачки; б — пачка с аморфным участком
остаются значительно меньше сил
внутримолекулярного
взаимодействия.
При оценке свойств
полимерного материала необходимо
учитывать две структурные единицы:
а) цепную макромолекулу, б)
звенья, из которых она построена.
Особенностью полимера является
то, что эти единицы выступают в
известной степени независимо друг,
от друга. Это является
характерным только для полимерного
материала и обусловливает
возникновение своеобразного комплекса
свойств этих материалов.
Значительное влияние на свойства полимерного материала
оказывает степень упорядоченности цепных макромолекул в
конденсированной фазе. В расплавленном состоянии цепные
макромолекулы всегда более упорядочены, чем молекулы
низкомолекулярной жидкости. Степень порядка в упорядоченном полимере
(в ориентированном или закристаллизованном состоянии) всегда
меньше, чем в кристалле соответствующего низкомолекулярного
вещества, в связи с трудностью правильной упаковки в
кристаллическую решетку громоздких цепных макромолекул.
Работами академика В. А. Каргина и его сотрудников
установлено, что формирование структуры полимера протекает
только после известного упорядочения макромолекул уже в
расплавленном состоянии.
В большинстве случаев макромолекулы группируются в
линейные агрегаты — пачки (рис. 13.2, а, б). Из таких пачек
строятся все более сложные структуры. Расположение макромолекул
в полимерном материале называется надмолекулярной
структурой полимера.
При кристаллизации имеет место агрегирование пачек в ленты,
фибриллы, из которых в свою очередь образуются пластины,
сферолиты.
Для иллюстрации сложного процесса кристаллизации
полимеров на рис. 13.3, а, б приведены последовательные стадии струк-
турообразования в хлоропреновом каучуке. На рис. 13.3, а
представлена полосчатая структура, характерная для аморфного
состояния. На рис. 13.3, б видно образование пучка фибрилл.
Рис. 13.3, в иллюстрирует полное превращение полосчатой
структуры в фибриллярную и возникновение пока еще не совсем
оформившегося сферолита, рис. 13.3, г — множество сферолитов,
^из которых образовались дендриты.
Надмолекулярные структуры одного и того же полимера
могут быть весьма разнообразны. Поэтому и свойства
кристаллического полимера не являются постоянными.

Рис. 13.3. Развитие кристаллической структуры хлоропренового каучука:
а — исходная некристаллическая структура; б — образование пучка фибрилл; в
формирование сферолитов; г — множество сферолитов
№ 2. В чем принципиальное различие в процессах кристаллизации
полимеров и металлов?
Ответ: 1) в характере роста кристаллов, который в металлах происходи)
путем присоединения атомов из жидкости к зародышу, у полимерных
материалов—присоединением целых пачек из макромолекул к растущему кристалл;-,-.
см. с. 136; 2) в скорости роста кристаллов, которая у металлов более высокая.
см. с. 435.
Ввиду малой подвижности макромолекул полимеры можно
весьма легко переохладить до нормальной температуры без
кристаллизации их. В этом случае образуется стеклообразное состой
ние полимеров.
Реальная структура полимера может состоять из
упорядоченных (кристаллических) и менее упорядоченных (аморфных)
частей. К аморфной части относят сферолиты, незакристаллизо-
вавшиеся пачки и области поворота пачек в лентах (рис. 13.2,
13.3). Однако, как было отмечено, даже в аморфных структурах
полимеров имеется определенный порядок. Потому точнее
называть их некристаллическими структурами, а не аморфными.
Исходя из такого механизма кристаллизации полимеров,
трудно определить фазовое состояние полимеров, т. е. на каком
уровне следует различные надмолекулярные структуры тракте
вать как жидкую фазу и на каком — как кристаллическую.
№ 3. В чем следует ожидать принципиального различия в температуре
кристлллизации полимеров и металлов?
Ответ: температура кристаллизации полимеров: 1) не является- строго
постоянной величиной, см. с. 435; 2) отсутствует вообще, см. с. 436.
Релаксационные явления в полимерах. Релаксационными
называются процессы перехода системы из неравновесного в
равновесное состояние, которые протекают во времени при воздействии
на систему силового поля.
Большие размеры и гибкость макромолекул в первую очередь
оказывают чрезвычайно большое влияние на релаксационные
процессы в полимерном материале.
Несмотря на то что любой процесс протекает во времени,
явление релаксации может быть обнаружено лишь тогда, когда

время наблюдения за процессом больше времени релаксации.
Если обозначить Дл: отклонение измеряемой величины от
равновесного значения в данный момент времени t, то
/_
Ах = Д*ое т ,
где Д*о — отклонение измеряемой величины в начальный момент
наблюдения / = 0; т — время релаксации процесса. При / = т
величина Аде = Дхо/е, т. е. за время релаксации изменяется в
2,72 раза.
Чтобы понять влияние релаксации на свойства полимеров,
рассмотрим процесс течения обычной жидкости. При достаточно
высокой температуре сила межмолекулярного взаимодействия
мала, благодаря чему время перегруппировки молекул при течении
жидкости очень мало: 10~8...10~10 с (практически мгновенно).
При понижении температуры время перегруппировки молекул
возрастает — жидкость густеет. При низких температурах, если
жидкость не закристаллизуется, время релаксации
перегруппировки молекул настолько велико, что жидкость будет
проявлять свойства твердого тела, оказываясь в стеклообразном
состоянии (битумы, смолы, стекло).
Из изложенного следует, что время релаксации
перегруппировки молекул, подобно вязкости жидкости, определяется
соотношением энергии взаимодействия и энергии теплового движения
молекул.
В силу больших размеров и гибкости макромолекул
полимеров, перемещение частей молекулы — атомов, звеньев, групп
звеньев, образующих сегменты и макромолекулы в целом, —
требует весьма различной энергии активации. Поэтому
перемещение перечисленных структурных элементов макромолекулы при
данных внешних условиях осуществляется с весьма разной
скоростью, обнаруживая
большой диапазон времени
релаксации.
Взяв за основу
различие энергий активации
процессов перемещения
различных по размерам
элементов
макромолекулы, рассмотрим характер
процессов, происходящих
в лийейном полимерном
материале с
неориентированным (аморфным)
расположением молекул при
изменении температуры.
Макромолекула в таком
полимере при свободном
вращении отрезков моле-
Рис. 13.4. Схематическое изображение
молекулярных процессов при деформации:
/ — упругость Гука; 2 — высокоэластичность; 3—
вязкость (пластичность)

кулы (звеньев) вокруг химических связей обычно находится в
скрученном состоянии (состояния 2 и 3 на рис. 13.4 слева).
При низких температурах атомы в молекуле совершают
тепловые колебательные движения около своих равновесных
положений. Что касается участков молекулы, а тем более целых
молекул, то энергия для их перемещения недостаточна. С
повышением температуры дополнительно к тепловым колебаниям
атомов, частота которых увеличивается, начинается
перемещение звеньев и групп звеньев — сегментов молекулы. При высоких
температурах возможно перемещение целых макромолекул.
Эти явления накладывают специфический отпечаток на
поведение полимерного материала под нагрузкой при
соответствующих температурных условиях.
За характеристику полимерного тела, находящегося под
нагрузкой, принимают величину деформации, развивающуюся при
данной температуре за определенное время и при заданном
значении деформирующего напряжения.
График изменения деформации от температуры при
отмеченных условиях нагружения называется термомеханической
кривой. На рис. 13.5, а приведена термомеханическая кривая,
характерная для некристаллических (аморфных) полимерных
материалов. На рис. 13.5, б показано изменение модуля
упругости для таких полимеров от изменения температуры.
Температуры Тс и Гт разделяют кривую на три части.
1. При Т<ТС реализуется лишь тепловое движение атомов
(состояние / на рис. 13.4 слева). При нагружении практически
мгновенно происходит упругая обратимая деформация тела за
счет некоторого увеличения расстояния между атомами и
распрямление валентных углов в молекуле (состояние / на рис. 13.4
справа). Время релаксации этих процессов очень мало.
Устранение деформирующей нагрузки практически моментально
приводит к восстановлению исходного состояния и размеров тела.
Рост нагрузки после достижения предельноьй упругой деформа-
Рис. 13.5. Термомеханическая кривая некристаллических полимеров (а); схема
зависимости модуля упругости от температуры для некристаллического
полимера (б)
(состояния: а — стеклообразное, б — переходное, с — высокоэластическое, d — вязкоте-
кучее)

ции приводит к хрупкому разрушению тела. Это имеет место,
когда температура ниже Тх (рис. 13.5, в) или когда нагружение
производится с большой скоростью.
Такое поведение полимера соответствует стеклообразному
состоянию материала (состояние а на рис. 13.5, а, б) г Упругие
деформации составляют 2...5%, модуль упругости G~20...
60 МПа.
Нагружение при Т>ТС (рис. 13.5) происходит в условиях,
когда подвижностью обладают звенья и сегменты молекул. Под
действием напряжений кроме упругой деформации происходит
выпрямление участков-сегментов макромолекул без того, чтобы
молекула в целом переместилась в новое положение (состояние 2
на рис. 13.4 справа). Достигаемые деформации в этих условиях
могут быть очень велики. Устранение деформирующей силы
приводит к обратному скручиванию молекул и восстановлению
размеров тела. Это происходит со скоростью, которая определяется
временем релаксации этого процесса при данных условиях.
Время релаксации этих процессов может быть весьма большое.
Поведение линейного полимерного тела в таких условиях
соответствует высокоэластичному состоянию полимера
(состояние с на рис. 13.5, а).
Деформация, когда Т>ТТ (рис. 13.5, а), происходит в
условиях подвижного состояния целых макромолекул. Под нагрузкой
макромолекулы перемещаются друг относительно друга. За счет
этого достигается остаточная деформация (состояние 3 на
рис. 13.4 справа), которая остается после устранения
действующей нагрузки.
Поведение полимера в этих условиях соответствует вязко-
текучему состоянию (состояние d на рис. 13.5, а).
При различной подвижности макромолекул в разных
полимерах релаксационные явления протекают по-разному. Различны
также и термомехани.ческие кривые этих материалов.
Температуры Тс и Гт являются важными характеристиками
линейных полимеров.
Каждому из этих состояний соответствует область
технического применения полимеров: производство волокон,
конструкционных деталей требует полимеров в стеклообразном состоянии;
резиновая промышленность — полимеров, находящихся в
высокоэластическом состоянии в возможно более широком интервале
температур. Все процессы переработки полимеров требуют
перевода их в текучее состояние, достигаемое либо повышением
температуры, либо переводом полимера в раствор.
Значение Тт всегда возрастает с увеличением молекулярной
массы Af, так как с увеличением размеров молекул возрастает
вязкость и уменьшается текучесть, потому что для течения
необходимо перемещение всей молекулы.
Значение Тс связано с подвижностью участков гибкой цепной
молекулы, которая достигается начиная с определенного
молекулярного веса М и в дальнейшем не зависит от значения М.

№ 4, Исходя из особенностей релаксационных процессов в полимере,
подумайте, как можно характеризовать полимерный материал с точки зрения его
физического состояния.
Ответ: полимер следует считать: 1) жидким телом, см. с. 435; 2) твердым
телом, см. с. 436; 3) твердожидким или жидкотвердым телом, см. с. 436.
№ 5. Какой материал по своему состоянию в условиях работы соответствует
состоянию с (см. рис. 13.5, а)?
Ответ: материал в изделиях типа: 1) резины, см. рис. 436; 2) незатвердев-
шего клея, см. с. 436.
№ 6. Подумайте, как должна измениться температурная область высоко-
эластического состояния с уменьшением степени полимеризации полимера.
Ответ: I) уменьшаться замечет снижения Тт, см. с. 436; 2) не изменяться.
см. с. 437.
§ 13.2. ОСОБЕННОСТИ СТЕКЛООБРАЗНОГО СОСТОЯНИЯ ПОЛИМЕРОВ
Несмотря на то что при Г<ГС (рис. 13.5) полимеры находятся
в стеклообразном состоянии,.их хрупкое разрушение имеет место
лишь при температурах ниже Гх. При Т>Т* застеклованные
полимеры до разрушения склонны к значительным (200...300%)
деформациям. Это связано с рыхлостью взаимного расположения
макромолекул и отсутствием связей между всеми участками
г (звеньями) соседних молекул между собой.
Подобная деформация называется вынужденной
высокоэластической деформацией. С понижением температур
деформирования напряжения, необходимые для начала деформации (предел,
вынужденной вцеокоэластичности), повышаются и при
соответствующей (низкой) температуре становятся больше предела
прочности. В этих условиях вынужденная высокоэластичность не
может быть реализована и материал разрушается после
соответствующей упругой деформации. Температура, когда происходит
этот процесс, называется температурой хрупкости Т*.
Температура хрупкости Гх разбивает область состояния стеклообразова-
ния на два подсостояния; хрупкое (при Т<ТХ) и нехрупкое
(при 7,х<Г<7,с).
По своей природе деформация полимеров в застеклованнода
(нехрупком) состоянии относится к высокоэластической, так как
она не связана ни с изменением расстояния между
макромолекулами, ни с перемещением макромолекул, а осуществляется
только за счет изменения формы макромолекул от перемещения
сегментов молекул. Эта деформация сохраняется после удаления
деформирующей нагрузки, так как низкая температура не в
состоянии изменить конформации цепных макромолекул, но сразу
же устраняется при нагреве в область температуры Гс.
№ 7. Исходя из особенностей строения полимерных материалов, подумайте,
какие полимерные материалы обнаруживают эффект вынужденной высоко-
эластичности.
Ответ: 1) полимеры с гибкими макромолекулами, см. с. 436; 2) полимеры с
не очень гибкими макромолекулами, см. с. 437; 3) полимеры с очень жесткими
макромолекулами, см. с. 436.
Модуль упругости полимерных тел зависит от скорости де- .,
формации, повышаясь при больших скоростях. Поэтому темпе-

ратура Тх с повышением скорости нагружения повышается,
оказываясь иногда выше температуры ТСу определенной
статистическими методами испытания, как это показано на рис. 13.5, б.
§ 13.3. ВЫСОИОЭЛАСТИЧЕСКОЕ СОСТОЯНИЕ ПОЛИМЕРОВ
Основная причина высокоэластического состояния
полимеров — гибкость макромолекул. Для полимеров с жесткими
макромолекулами (густосетчатых и кристаллических полимеров)
явление высокоэластичности не наблюдается.
Высокоэластическое состояние следует рассматривать по отношению к целым
макромолекулам как упругое, стеклообразное; для участков
макромолекул — как жидкое. Для этих элементов структуры в
высокоэластическом состоянии характерно сильно различающееся
время релаксации. Для того чтобы лучше понять поведение
материала в этом состоянии, рассмотрим характер сил
межмолекулярного взаимодействия в трех температурных зонах:
а) температура полимера от высокоэластического состояния
приближается к температуре Тс (рис. 13.5, а). В этих условиях роль
сил межмолекулярного взаимодействия становится основной в
процессе деформации. Высокоэластичность исчезает от
уменьшения подвижности участков молекул, и поэтому полимер
становится упругим, как обычное твердое тело;
б) температура полимерного материала от
высокоэластического состояния приближается к ТГ (рис. 13.5, а). Роль сил
упругого взаимодействия молекул в этих условиях становится
ничтожной. Линейные полимеры в этих условиях становятся
необратимо деформируемыми, т. е. материал становится вязкотекучим;
в) температура полимера находится между Тс и Тт (рис. 13.5,
а) в зоне высокоэластического состояния. Учет времени
релаксационных процессов перехода от одной конформации
макромолекул к другой позволит понять поведение материала в этих
условиях. Если деформация осуществляется с большой
скоростью, то времени для развития высокоэластической деформации
будет недостаточно. Поэтому деформирующие силы
уравновешиваются силами межмолекулярного взаимодействия и упругость
полимера соответствует упругости обычного твердого тела.
Высокоэластичность пропадает.
Учет релаксационных явлений позволяет понять зачастую
своеобразное поведение изделий из полимерных материалов.
№ 8. Две детали — шестерня и кронштейн — изготовлены из одного и того
же полимерного материала и работают в одинаковых температурных условиях 7\
когда 7,Т>Г>7\ (длительное время). Значения максимальных изгибающих
напряжений у обеих деталей одинаковы. Какие деформации развиваются в этих деталях?
Ответ: 1) в обеих деталях — высокоэластические, см. с. 436; 2) в шестерне —
упругие, в кронштейне — высокоэластические, см. с. 437; 3) в обеих деталях —
упругие, см. с. 436; 4) в кронштейне — высокоэластические; в шестерне
деформации могут быть упругими, когда число оборотов больше, и
высокоэластические при малом числе оборотов, с. 437.
При выборе полимеров в качестве конструкционных материа-

лов обязательно необходим учет релаксационных явлений в
полимерном материале, если последние работают в переходных
условиях температур около Тс.
№ 9. Морозостойкую резину (—20 °С) использовали для высокоскоростной
ременной передачи, работающей при температуре около 0 °С. Однако
обнаружилось, что ремни выходят из строя из-за хрупкости. В чем причина?
Ответ: 1) резина оказалась недостаточно эластичной, см. с. 436; 2) из-за
высокой частоты нагружения температура стеклования резины повысилась в
область рабочих температур, см. с. 437.
§ 13.4. ВЯЗКОТЕКУЧЕЕ СОСТОЯНИЕ ПОЛИМЕРОВ
Как было показано на рис. 13.5, а, б, при температурах Т>ТТ
полимеры находятся в текучем состоянии. Это имеет большое
практическое значение, так как в этом состоянии осуществляется
формование изделий из многих полимеров. Текучесть полимеров
сильно зависит от степени полимеризации: она уменьшается с
увеличением величины макромолекул. Текучесть может быть
повышена введением в полимер пластификаторов
(низкомолекулярных веществ).
При формовании изделий из полимеров следует иметь в
виду, что даже в условиях вязкотекучего состояния может
иметь место частичная высокоэластическая деформация, которая
ввиду большого времени релаксации устраняется очень медленно.
Поэтому общая наблюдаемая «остаточная» деформация может
состоять из высокоэластической деформации и истинной
пластической деформации. При этом с течением времени
высокоэластическая деформация релаксирует, что приводит к уменьшению
размеров изделия.
№ 10. На рис. 13.6 представлена кривая деформации полимера в
зависимости от времени после устранения деформирующей силы, формирующей тело.
Чему в данном случае равна высокоэластическая (и пластическая) деформация
в момент времени /|?
Ответ: 1) пластическая деформация равна б, высокоэластическая
деформация равна а, см. с. 436; 2) высокоэластическая деформация равна б, см. с. 436;
3) пластическая деформация равна б, высокоэластическая деформация равна
а — б, см. с. 436.
Так как время релаксации высокоэластической деформации
может быть очень велико, то важно уметь правильно установить
технологический режим
формования изделий из
полимеров так, чтобы при этом
деформация носила только
пластический характер. В
противном случае с течением
времени изделие будет
изменять свою форму и размеры
за счет релаксации
высокоэластической части
деформации и окажется
непригодным к использованию.
Рис. 13.6. Установление равновесия после
освобождения полимерного тела от
механических напряжений

Для успешного формования изделий из полимеров
необходимо помнить и понимать механизм пластической деформации
этих материалов, который отличается от механизма пластической
деформации металлов.
Процесс пластического течения некристаллических полимеррв
происходит за счет элементарных актов последовательного
переброса частей (сегментов) гибких цепных макромолекул в
направлении деформирующей силы. В конечном итоге центр тяжести
всей макромолекулы сместится в новое положение, что можно
рассматривать как результат деформации. Естественно, что чем
длиннее макромолекулы (большая степень полимеризации) и чем
меньше их гибкость, тем большее сопротивление полимера
течению, т. е. тем более вязким является полимер. Зависимость
вязкости т] полимера от молекулярной массы М при сдвиговой
деформации выражается формулой т] = &М3,4, где k — константа.
При деформации растяжением полимеры ведут себя иначе,
чем при сдвиге. Установлено, что вязкость полимера т) при
растяжении отличается от вязкости т^н ньютоновского течения по
мере развития вязкого течения (деформации), т.е.
где / — истинная равновесная длина в момент времени; /= /0 +
+ А/; /о — исходная длина образца.
Эта зависимость имеет очень большое практическое значение,
так как только благодаря росту вязкости с увеличением
деформации можно достичь вытягивания полимеров в нити, что
осуществляется при постоянной температуре.
№ 11. Что было бы, если бы при вытягивании полимерного волокна, через
фильер вязкость материала оставалась неизменной?
Ответ: полимерная нить за фильером: 1) продолжала бы утоняться, см.
с. 436; 2) продолжала бы утоняться и в конечном итоге оборвалась, см. с. 437.
Продолжая рассуждения о влиянии растягивающих усилий
на вязкость полимера, можно представить, что при таком нагру-
жении цепи макромолекулы выпрямляются, в конце концов
становясь прямыми. Очевидно, полимер с такой ориентацией
макромолекул дальше деформироваться не может (происходит разрыв
макромолекул). Это значит, что увеличение степени деформации
приводит полимер вначале в состоянии высокоэластичности, а
затем к застеклованию. Такой эффект называется механическим
застеклованием полимера. В этом состоянии оказывается
полимер в виде готовых нитей или пленок.
Необратимость пластической деформации полимера тем
больше, чем больше деформирующая сила и длительность ее
действия. Из этого следует важный вывод, что увеличение
деформирующей силы и длительности ее действия (при прочих равных
условиях) понижает условную температуру Гт перехода полимера
из высокоэластического в вязкотекучее состояние.

№ 12. Выше отмечалось, что вязкость полимера сильно возрастает с
повышением степени полимеризации (увеличением длины макромолекул). При
этом может оказаться, что течение такого полимера вообще невозможно, так
как необходимая температура нагрева может оказаться выше температуры
термической деструкции полимера. Возможно ли формование изделий из таких
полимеров методом пластической деформации? Если да, то каким образом?
*Ътвет: 1) невозможно, см. с. 437; 2) возможно путем увеличения
деформирующей силы или длительности деформирования, см. с. 436.
Улучшения формуемости полимерных материалов обычно
достигают введением в полимер пластификаторов, что ведет к
понижению вязкости полимера. Вязкость полимера может быть
уменьшена также методом механической пластификации в
вальцах, которая заключается в искусственном дроблении
макромолекул.. В последнем случае происходят обрывы в цепях молекул,
уменьшается их величина, что равноценно уменьшению степени
полимеризации и понижению вязкости.
§ 13.5. КРИСТАЛЛИЧЕСКОЕ СОСТОЯНИЕ ПОЛИМЕРОВ
Исходя из механизма кристаллизации полимеров, следует
заключить, что образование кристаллов полимеров должно
привести к потере высокоэластических свойств полимеров. Это
происходит потому, что упорядоченное расположение
макромолекул затрудняет их переход из одной конформации в
другую, что является необходимым условием для проявления
высокоэластических свойств.
По этой же причине кристаллизация мягкого полимера
сопровождается увеличением жесткости и увеличением модуля
упругости полимерного материала.
Выше отмечалось, что при охлаждении кристаллизующегося
полимера возможно образование весьма различных
окончательных состояний: а) наряду с кристаллической фазой всегда
сохраняется то или иное количество полимера в аморфном
(некристаллическом) состоянии; б) в результате кристаллизации
могут образоваться весьма различные надмолекулярные
упорядоченные структуры, имеющие различные физические
характеристики.
Последнее обстоятельство приводит к «размытию»
температуры плавления полимера в некоторую температурную область,
вследствие чего и изменение свойств полимера с изменением
температуры носит ступенчатый характер. Множественность
кристаллических форм одного и того же полимера приводит к большому
разнообразию их свойств. На рис. 13.7 показаны кристаллические
структуры полимера (полипропилен) и свойств прочности в
зависимости от режима кристаллизации. Видно также, что
измельчение структуры полимера приводит к более высокой
прочности и пластичности (рис. 13.7, г). Установлено, что
регулировать структуру и свойства полимера можно введя в расплав
полимера небольшое количество зародышеобразователей
кристаллов.

Рис. 13.7. Зависимость надмолекулярной структуры и механических
свойств из отактического кристаллического полипропилена от режима
кристаллизации (различная длительность прогревания расплава при
180 °С):
а—5 с; б — 20 с; в — 60 с; г — диаграммы растяжения образцов а, б, в
Наличие аморфной фазы в кристаллическом полимере
приводит к частичному образованию в полимере застеклованного
состояния, что приводит к повышению хрупкости полимерного
материала.
Пластическая деформация кристаллического полимера
происходит путем относительного сдвига больших элементов
надмолекулярной структуры.
S 13.6. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОЛИМЕРОВ
В КРИСТАЛЛИЧЕСКОМ СОСТОЯНИИ
Весьма своеобразно поведение кристаллического
полимерного образца под нагрузкой. На участке / до точки А образец
деформируется монотонно по мере роста напряжения. На
участке // (АВ) происходит образование местной шейки, которая
увеличивается по длине (рис. 13.8, б, 1, 2) и обеспечивает большую
деформацию (в несколько сотен процентов). Последняя стадия
растяжения заключается в равномерном удлинении утоненного
образца до разрыва (рис. 13.8, 6, 3).
Образование шейки сопровождается структурными
превращениями в ранее существовавшем изотропном кристаллическом
состоянии. Это иллюстрирует рис. 13.8, в, откуда видно, что в
месте образования шейки произошла перекристаллизация из
сферолитного состояния полимера в фибриллярные и пластинча-

Рис. 13.8. Схема кривой растяжения кристаллического полимера (а); схема
у» развития шейки растяжения кристаллического полимера (б); структура гра-
' ницы и шейки (справа) при растяжении сферолитного полипропилена (в)
тые надмолекулярные структуры, т. е. под напряжением имело
место скачкообразное изменение кристаллической структуры
полимерного материала.
Установлено, что под напряжением возможно изменение
фазового состояния вплоть до жидкого за счет снижения
температуры плавления Тпл. Когда же деформация сопровождается
изменением кристаллического состояния, то развитие шейки при
деформации можно рассматривать как своеобразную
рекристаллизацию образца в силовом поле. Она развивается ступенчато и
достигает той или иной глубины преобразования исходной
надмолекулярной структуры кристаллического полимера. Изменение
фазового состояния не имеет места, пока деформирующие силы
малы (участок / до точки А на рис. 13.8, а). В точке А
начинается образование шейки и изменение фазового состояния с
образованием новой кристаллической области, ориентированной
наиболее благоприятно и поэтому стойко сохраняющей свое
кристаллическое состояние.
Напряжение, при котором происходит перестройка
кристаллической структуры, зависит от исходной надмолекулярной
структуры, режима деформации (прежде всего от скорости). Это
напряжение называется напряжением рекристаллизации арекР.

Напряжение рекристаллизации является важной механической
характеристикой кристаллического полимерного материала.
Деформация материала на участке /// (рис. 13.8, а)
осуществляется в рекристаллизованном материале и ничем в принципе не
отличается от деформации исходного анизотропного
кристаллического полимера.
Ранее считалось, что процесс развития шейки (участок // на
рис. 13.8, а) является необратимой деформацией полимера; эта
деформация полимера называлась холодным течением. Однако
доказано, что деформация на участке // является механически
обратимой и полностью исчезает, если нагреть растянутый
образец до температур, близких к температуре плавления.
Кривая деформации (рис. 13.8, а) далеко не всегда
реализуется для всех кристаллических полимерных материалов в полном
объеме. Она в значительной мере зависит от температуры
деформации (рис. 13.9).
При очень низких температурах (7V на рис. 13.9) образец
разрушается на первой стадии растяжения. При температурах,
близких к Гпл (Т\ на рис. 13.9, а), когда роль аморфных фаз
начинает доминировать, кривая деформации кристаллического
полимера приближается к кривой растяжения аморфного
полимера.
На рис. 13.9, б показано изменение модуля упругости G
кристаллического полимера с повышением темп<ературы. Сравнивая
рис. 13.5, а и 13.9, б, можно видеть принципиально различное
изменение модуля упругости кристаллического и аморфного
полимера с изменением температуры. Участок б (см. рис. 13.5, б)
резкого падения модуля упругости при переходе из
стеклообразного в высокоэластическое состояние аморфного полимера
заменяется плавным падением модуля упругости
кристаллического полимера в состоянии вынужденной высокоэластичности
(рис. 13.9, б). С уменьшением величины макромолекул умень-
Рис. 13.9. Зависимость относительного удлинения от условного напряжения для
кристаллических полимеров при разных температурах (7,1>Г2>7,з>7,4>7,5>7,6>
>Т7) (а); зависимость модуля упругости кристаллических полимеров от
температуры (б)

Рис. 13.10. Зависимость модуля
сдвига от степени
кристалличности (скорость
деформирования 1 цикл/с)
шаются разрушающее напряжение и
величина вынужденной
высокоэластической деформации, которая
вовсе отсутствует у низкомолекулярных
веществ.
В разделе о кристаллизации
полимера отмечалось, что реально
получить 100%-ную
упорядоченность полимерных материалов
невозможно. В зависимости от
строения и состава полимеров возможны
различные глубина кристаллизации
и степень кристалличности. Поэтому
при разработке технологических
процессов для таких полимеров
необходимо учитывать влияние
неоднородности строения материала. Это
определяется, например, наличием
стеклования и особенно проявляется
вблизи температур плавления
кристаллического полимера.
Установлено, что чем более крис-
талличен полимер, тем выше его модуль упругости. На рис. 13.10
приведена зависимость динамического модуля упругости от
степени кристалличности сополимеров этилена. Такие же
зависимости получены для других полимеров (фторопласт, полибутилен
и др.). Установлено также уменьшение жесткости и пластичности
полимеров с увеличением размеров кристаллов (см. рис. 13.7).
Увеличение степени кристаллизации полимера равноценно
увеличению количества поперечных связей в сетчатых
полимерах, так как затрудняется возможность деформации и течения
полимерного тела.
№ 13. Какие полимерные материалы можно использовать в качестве
жестких конструкционных материалов?
Ответ: 1) линейные и разветвленные полимеры в застек'лованном и
высокоэластическом состояниях, см. с. 437; 2) линейные и разветвленные полимеры в
застеклованном и кристаллическом состояниях, сетчатые полимеры, см. с. 437;
3) аморфные, кристаллические и сетчатые полимеры в твердом фазовом
состоянии, см. с. 436.
При использовании материалов на основе полимеров следует
учитывать, что под влиянием окружающей среды (атмосферы,
температуры) с течением времени в них протекают сложные
физико-химические процессы, которые изменяют технические
характеристики материала. Это явление называется старением
полимеров. Коэффициент сохранения механических свойств К
определяется по формуле
К = Ао/Аи
где Ао и Л1 — значения свойств до и после испытания.

Интенсивность изменения свойств сильно зависит от
температуры. Так, срок эксплуатации силоксановых резин 10... 12 лет
при 120 °С, месяцы при 250 °С, 20 мин при 370 °С. При старении
может иметь место деструкция, когда материал под влиянием
кислорода воздуха окисляется и выделяются летучие вещества
(натуральный каучук), или структурирование, когда растет
хрупкость. При высокой температуре (200...500 °С) происходит
термическое разложение органических полимеров, сопровождаемое
испарением летучих веществ. Под влиянием возможной радиации
происходит разрыв химических связей, что ведет к
разупрочнению и разрушению полимера.
Разрушение (абляция) полимерных материалов
сопровождается уносом массы горячим газовым потоком. Абляционная
стойкость определяется устойчивостью материала к
механической, термической и термоокислительной деструкции. Разные
полимеры по-разному подвержены деструкции, что следует
учитывать при выборе полимерного материала.
Глава 14
ПЛАСТИЧЕСКИЕ МАССЫ
§ 14.1. ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ
По производству пластмасс СССР сильно отстает от
технически развитых стран. Это приводит к нерациональному расходу
14... 16 млн. т стали ежегодно.
Пластмассами (пластиками) называются твердые, прочные и
упругие материалы, получаемые на основе полимерных
соединений и чаще всего формуемых в изделия методами, основанными
на использовании их пластических деформаций. Свойства
полимеров, являющихся основой пластмасс, определяют свойства и
технологический процесс производства пластмассовых изделий.
При разработке технологического процесса следует учесть
влияние на полимеры воздействия теплоты. Пластмассы
подразделяются на термопластичные и термореактивные по реакции на
теплоту. К термопластичным пластмассам относятся пластмассы
с линейной или разветвленной структурой полимеров, свойства
которых обратимо изменяются при многократном нагревании и
охлаждении.
Если в процессе термического воздействия возникают реакции
химического связывания цепных молекул друг с другом с
образованием полимера сетчатого строения (термоактивные
пластмассы), то такие пластмассы не могут переходить в пластичное
состояние при изменении температуры без нарушения их
пространственных связей.
Пластмассы могут быть простые, представляющие собой
чистые полимеры, и сложные, в состав которых помимо полимера

могут быть введены наполнители, пластификаторы, красители и
другие добавки различного назначения.
В некоторые термопластичные пластмассы вводится
пластификатор, который, проникая внутрь полимера, вызывает его
набухание. При этом уменьшаются силы межмолекулярного сцепления
и облегчается формуемость. Особенно необходимо введение
пластификатора, когда температура деструкции (разрушения)
ниже температуры формования полимера.
В термореактивные пластмассы, которые имеют хорошую фор-
4 муемость при высоких температурах без пластификатора, часто
вводится некоторое количество термопластичного полимера,
который уменьшает усадку во время отверждения (т. е. образования
сетчатого полимера) и придает пластмассе повышенную ударо-
прочность или другие свойства.
При изготовлении изделий из термореактивных пластмасс
следует иметь в виду их большую усадку (10...18%). Для
снижения усадки и повышения механических свойств в состав
пластмасс вводят наполнители, которые могут быть: 1) порошковыми
(древесная мука, асбестовая мука, кварцевая мука и т.д.);
2) волокнистыми (хлопковые очесы, асбестовое волокно,
стекловолокно); 3) листовыми (бумага, х/б ткань, стеклоткань,
асбестовая тк&нь, древесный шпон). Подбором наполнителей можно
изменить и другие свойства пластмасс (коэффициент трения,
электроизоляционные свойства, прочность, теплостойкость и т. п.).
Для уменьшения возможной в процессе деформирования
окислительной или термической деструкции в состав пластмасс вводят
стабилизаторы, противоокислители.
Так как температура перехода в вязкотекучее состояние
термопластичных полимеров обычно ниже температуры их
термической деструкции, то основным и наиболее простым способом
производства изделий из таких полимеров является пластическая
деформация при повышенных температурах.
Изделия из сетчатых полимеров можно получить
соответствующей переработкой исходных линейных полимеров
введением отвердителей (при производстве пластмасс) или
вулканизаторов (при производстве резины). Превращение линейного
полимера в сетчатый происходит после окончания формирования
изделия. По мере возникновения химических связей между
макромолекулами изделие утрачивает термопластичность, снижается
высокоэластичность, повышаются твердость, прочность,
теплостойкость, устраняется растворимость.
В отдельных случаях образуются пространственные
структуры из исходных веществ, минуя стадию образования линейного
полимера (фенолформальдегидные смолы). В таких случаях
образование полимера (чаще называемого смолой)
приостанавливается на начальной стадии, когда полимер—смола — имеет
вязкотекучее состояние. На этой стадии осуществляют
пластическое формование изделия при повышенной или при обычной
температуре (с добавкой инициатора отверждения). При этом про-

исходит образование пространственной структуры полимера.
При создании комбинированных пластмасс (композитов) не
обязательно, чтобы полимерные компоненты были
термодинамически совместимы. Достаточно, если они будут «эксплуатационно
совместимыми».
Установлено, что при смешивании нескольких полимеров
улучшение однородности и прочности достигается в результате
увеличения диспергирования (измельчения) и улучшения
смешивания исходных компонентов.
На эксплуатационные свойства комбинированных полимеров
помимо свойств компонентов оказывают влияние структура
полученного полимера, изменение ее в процессе деформации, адгезия
компонентов друг к другу и др. При этом может быть иногда
достигнута прочность, превышающая суммарную прочность
полимера (смолы) и наполнителя (стеклопластики).
Чтобы облегчить извлечение изделий из пресс-форм, в состав
композиции пластмасс вводят смазки в виде парафина или
стеарина (около 1 %). Для получения желаемого декоративного
эффекта в состав пластмасс можно вводить красители или
замутнители.
В зависимости от методов переработки пластмассы
разделяются на литьевые (обычно термопласты), штамповочные
(листовые термопласты), прессовочные (преимущественно
термореактивные пластмассы).
По типу применяемых наполнителей пластмассы
подразделяются на пресс-порошки, волокнистые (волокниты) и слоистые
пластики.
Основными положительными особенностями пластмасс
являются простота технологического процесса изготовления изделий
из них, высокая устойчивость к агрессивным средам и
атмосферным условиям, низкий удельный вес изделия, высокие
диэлектрические и теплоизоляционные свойства. В ряде случаев
пластмассы обладают хорошей механической прочностью,
антифрикционными свойствами, износостойкостью, коррозионной стойкостью.
При создании конструкционных деталей следует учесть
возможность использования в них положительных качеств
металлических материалов (высокая жесткость и прочность) с
положительными свойствами пластмасс (стойкость против коррозии,
антифрикционные свойства), созданием комбинированных
деталей металл — пластмасса.
Изделия из пластмасс, как правило, отличаются высоким
декоративным эффектом.
Ниже приводятся пластмассы, наиболее широко используемые
в машиностроении, их основные механические свойства,
области применения и способы переработки при производстве
изделий.
№ 14. Из чего состоят простые пластмассы?
Ответ: 1) из полимера, см. с. 437; 2) из наполнителей и связующего
полимера, см. с. 437.

§ 14.2. ТЕРМОПЛАСТИЧНЫЕ ПЛАСТМАССЫ
В табл. 14.1 приведены свойства некоторых термопластичных
пластмасс.
Полиэтилен. Различают полиэтилен низкого (степень
кристаллизации 80...90%) и высокого давления (степень
кристаллизации 55...65%).
Характерные свойства: высокая химическая
стойкость, хорошие диэлектрические свойства, низкая стойкость к
атмосферным влияниям и к ультразвуковому облучению. [Для
з'ащиты от деструкции в полиэтилен вводят стабилизаторы].
Области применения: трубы и арматура, емкости,
пленочные материалы, изоляции высокочастотных кабелей; из
волокон изготовляют канаты, спецодежду.
Способы переработки: литье под давлением,
горячее прессование, сварка, склейка, обработка давлением.
Полипропилен. Характерные свойства.
Полипропилен обладает многими положительными качествами, присущими
полиэтилену, и в меньшей степени его недостатками. Это
объясняется большим молекулярным весом и большей степенью
кристалличности структуры полипропилена. Основной недостаток
полипропилена — низкая морозостойкость. На базе полиэтилена и
полипропилена производят сополимеры, сочетающие в себе
положительные свойства обоих материалов (высокая стойкость в
атмосфере, теплостойкость и морозостойкость).
Области применения: трубы, арматура, насосы,
вентиляторы, емкости, мелкие детали машин, электроизоляционные
детали.
Способы переработки: литье под давлением,
экструзия, склейка, сварка, механическая обработка.
Основные свойства приведены в табл. 14.1.
Политрифторхлорэтилен (фторопласт-3). Характерные
свойства: высокая химическая теплостойкость, очень
хорошие электроизоляционные свойства, охрупчивание при
температуре выше 120 °С и интервал рабочих температур от —105 до
+70 °С.
Области применения: электроизоляционные детали
для высоких температур, коррозионно-стойкие детали типа труб,
мембран, покрытия металлов.
Политетрафторэтилен (фторопласт-4). Характерные
свойства: исключительная стойкость к действию любых
растворителей, отличные электроизоляционные и диэлектрические
свойства, низкий коэффициент трения. Область рабочих
температур от —200 до +260 °С. Недостатки: низкая твердость,
склонность к ползучести.
Области применения: уплотнительные детали,
химически стойкие детали и покрытия, пленки, волокна, тканевые
материалы, подшипники, не требующие смазки, электро- и
радиотехнические детали.

Таблица 14.1
Свойства
Плотность, г/см3
Рабочая температура,
°С:
максимальная
минимальная
ав, МПа
асж, МПа
аизг, МПа
Относительное
удлинение, %
Ударная вязкость,
Дж/см2
Полиэтилен
0,92...0,96
+120
-70
12...38
—
12...38
150...900
не
ломается

Полипропилен
0,9
+ 150
-15
25
60
80
100...400
33...80
Полистирол
1,05... 1,1
+80
-20
35...40
100
50... 100
0,4...3,5
10...22
Фторопласт
3
2,15...2,35
+250
—270
14...31
20
13
250...350
100
4
2,1. ..2,16
-1-125
— 195
30...50
50...57
60...80
200
20... 160

Органическое стекло
1,2
+60
-60
70
85
60
2,5...4,0
12
Винипласт
1,4
+65
-40
40...60
80... 160
80... 120
10...50
50... 100
Полиамиды
1,1...1,14
+60...+ 110
-35
25...70
70...90
18...100
250
100... 130

Способы переработки: спекание отпрессованных
профилей, механическая обработка.
Поливинилхлорид. Из поливинилхлорида изготовляют две
разновидности пластмасс: винипласт и пластикат.
Характерные свойства: винипласт имеет высокую
механическую прочность, стоек против воздействия почти всех
минеральных кислот, щелочей и растворов солей. Недостатки:
склонность к ползучести, набухаемость в воде, низкая ударная
вязкость, малая теплостойкость, резкая зависимость свойств от
температуры и большой коэффициент теплового расширения.
Пластикат менее химически стоек, чем винипласт.
Области применения: из винипласта изготовляют
трубы, детали арматуры, емкости для хранения химикатов. В
машиностроении винипласт используется в качестве корпусных
материалов в сложных конструкциях, изготовляемых методом
сварки. Пластифицированный пластикат используется в качестве
корпусных материалов в сложных конструкциях, изготовляемых
методом сварки, для приводных ремней, армированных тканью,
транспортных лент, уплотнения штоков насосов и компрессоров,
бытовых изделий в качестве заменителя кожи, для изготовления
линолеума, пленки.
Способы переработки: экструзия, прокатывание,
прессование, литьевое прессование, горячее формование
полуфабрикатов давлением, литье под давлением, механическая
обработка, сварка.
Полиметилметакрилат (органическое стекло).
Характерные свойства: от силикатных стекол органические стекла
отличаются низким удельным весом, упругостью, отсутствием
хрупкости вплоть до —50...60 °С, более высокой светопрозрач-
ностью, легкой формуемостью и простотой механической
обработки. Недостатками органических стекол являются низкая
поверхностная твердость и низкая теплостойкость. Повысить
прочностные свойства органических стекол можно многоосным
растяжением его листов при температурах на Ю...15°С выше
температуры стеклования.
Области применения: органическое стекло
используется в производстве осветительной аппаратуры, в остеклении
самолетов и автомобилей, оградительных щитков на станках, в
часовой и оптической промышленности и пр. В настоящее время
разработаны новые полиакриловые материалы (петралиты),
которые по сравнению с полиметилметакрилатом имеют большую
теплостойкость, прочность и твердость при повышенной
температуре.
К петралитам относятся метралит, авиалит и фокалит.
Области использования их аналогичны органическому стеклу.
Полиакрилаты используются для прозрачных ограждений
технических устройств, что способствует улучшению техники
безопасности, повышению производительности труда (облегчается
контроль за течением технологических процессов).

Способы переработки: обработка давлением,
механическая обработка, склейка, сварка.
Основные свойства приведены в табл. 14.1.
Полиамиды. Характерные свойства: высокая упругость,
механическая прочность, низкий коэффициент трения, стойкость
к маслам и бензину. Недостатками полиамидов являются низкая
морозостойкость, отсутствие стойкости к растворам кислот и
окислителей, малая атмосферостойкость и резкое падение
прочности при температуре выше 100 °С, влагоемкость и зависимость
свойств от поглощения воды.
Области применения: наибольшее применение
имеют полиамиды типа капрона, нейлона, лавсана. Полиамиды
используются при производстве высокопрочных волокон, пленок,
для изготовления деталей приборо- и машиностроения. Из
полиамидов изготовляют шестерни, приводные ремни, подшипники.
Полиамидное волокно идет на изготовление шинного корда,
канатов, рыболовных сетей, а также находит широкое применение
при изготовлении изделий широкого потребления.
Способы переработки: литье под давлением,
экструзия профилей, выдувание, механическая обработка, сваривание.
Для упрочнения термопластов используются наполнители в
виде стекловолокна.
№ 15. Какие пластмассы можно использовать для изготовления
подшипников?
Ответ: 1) капрон, см. с. 437; 2) фторопласт, см. с. 437; 3) фторопласт-4,
капрон, см. с. 437.
№ 16. Капрон, фторопласт имеют хорошие антифрикционные свойства,
но низкую прочность (см. табл. 14.1). Каким способом можно использовать эти
материалы для изготовления подшипников?
Ответ: 1) увеличением толщины стенок втулок, см. с. 438; 2) изготовлением
металлических втулок с рабочей поверхностью из пластика, см. с. 436.
§ 14.3. ТЕРМОРЕАКТИВНЫЕ ПЛАСТМАССЫ
Пластические массы на основе термореактивных полимеров
отличаются от термопластов практически полным отсутствием
хладотекучести под нагрузкой, повышенной теплостойкостью,
нерастворимостью, малой набухаемостью, постоянством физико-
механических свойств в температурном интервале их
эксплуатации. Отверждающиеся пластические массы, как правило,
относятся к сложным пластмассам (ПКМ), которые в своем
составе наряду со связующими (смолы) имеют различные
наполнители: порошковые, волокнистые или слоистые.
В зависимости от характера наполнителя отверждающие
пластмассы подразделяются на пресс-порошки, волокнистые и
слоистые пластики.
№ 17. Чем отличаются волокнистые пластики от пластиков типа капрона или
нейлона?
Ответ: 1) механическими свойствами, см. с. 436; 2) составом волокон,
см*, с. 437; 3) гетерогенным составом, химической природой волокон, см. с. 437.

Изделия из пресс-порошков. Фенолформальдегидные смолы
сочетаются с любым порошковым наполнителем. В качестве
наполнителей в изделиях общетехнического назначения
применяют древесную муку. Для получения изделий, обладающих
высокой термостойкостью, применяют асбестовую муку.
Повышение водостойкости и диэлектрических свойств достигается
кварцевой мукой. Для снижения хрупкости изделий на основе фенол-
формальдегидной смолы ее смешивают с полиамидами или с
синтетическим каучуком.
. Из пресс-порошков изготовляют корпуса и крышки приборов,
детали, предназначенные для работы при повышенных
температурах или в условиях высокой влажности, но сравнительно
малонагруженные, особенно динамическими нагрузками.
Свойства материалов из пресс-порошков приведены в
табл. 14.2.
Изделия из волокнитов. Волокниты относятся к классу ПКМ
и представляют собой сочетание отверждающейся смолы с
каким-либо волокнистым наполнителем (хлопчатобумажные
очесы, асбестовые волокна, стекловолокно). Изделия из волокнитов
используются для нагруженных деталей, работающих при
температурах до 100... 120 °С. Волокниты отличаются высокой ударной
прочностью. Асбестоволокниты имеют высокие
электроизоляционные свойства при повышенных температурах и используются для
изготовления электроизоляционных изделий (детали коллекторов
и контактных панелей). Вальцованные в виде листов
асбестоволокниты применяют в качестве теплозащитного покрытия или
кислотоупорного материала для обкладки разных изделий (баки,
трубы, реакторы). Замена фенолформальдегидной смолы в ас-
бестоволокнитах на полисилоксаны значительно повышает
термостойкость асбестоволокнита и из такого материала изготовляют
электроизоляционные изделия, работающие при температурах
200...300 °С.
Слоистые пластические массы. На основе
фенолформальдегидной смолы изготовляют пластики в виде листов, плит, труб,
дисков и т. д. В качестве наполнителя применяются текстильная
ткань (текстолит), асбестовая ткань (асботекстолит), бумага
(гетинакс), древесный шпон (древеснослоистые пластики —
ДСП), стеклянное волокно (стеклотекстолит). Слоистые
пластики имеют очень широкое применение; ДСП, например,
применяют для изготовления шлюпок, деталей катеров. Из ДСП
изготовляют также подшипники, шестерни, опорные рамы.
Изделия из текстолитов — детали машин, шестерни,
подшипники — обладают высокой прочностью и износостойкостью.
Текстолит используют также как электроизоляционный материал.
Гетинакс используется как электроизоляционный материал при
температуре от —60 до +70 °С. Особенно широкое применение
имеют стеклотекстолиты.
Механические свойства некоторых слоистых пластиков
приведены в табл. 14.2.

Таблица 14.2
Свойства
Плотность,
г/см3
Теплостойкость
по Мартен-
су, °с
ав, МПа
(Тсжч МПа
аИЗг» МПа
Модуль
упругости Е
Ударная
вязкость, Дж/см2
Фенопласты с наполнителем
порошковым
фенопласты
(карболиты)
1,4
120...128
30...60
150...190
5...7,27
7000...9000
40...60
волокнистым
волокнит
1,35... 1,45
127...153
30...35
80... 150
5...8
8500
90... 104
слоистым
гетинакс
1,3... 1,45
150...160
60... 160
160...290
6...10
10 800...
18 000
80...200
текстолит
1,3... 1,4
120...125
65...100
120...250
12...16
6500... 10 000
350
ДСП
1,3...1,4
180
130...300
100... 180
14...28
30 000
170...180
Полиэпоксидные соединения. При взаимодействии
соединений, содержащих эпоксигруппы с многоатомными фенолами, в
щелочной среде образуется полиэпоксидная смола, имеющая
линейное строение.
При нагревании и на холоде при взаимодействии с отверди-
телями образуются полимеры с пространственной структурой
с разной молекулярной массой. В зависимости от молекулярной
массы смолы могут быть твердые и жидкие (ЭД-5, ЭД-6, ЭД-13
и др.)- Эпоксидные смолы допускают высокую степень
наполнения (до 50%) различными наполнителями (кварц, стекло,
стекловолокно, тальк, асбест и т. п.) с сохранением высоких
механических и химических свойств.
Из смол изготовляют штампы холодной вытяжки, пресс-
формы, литейные модели, стержневые ящики и другие
инструменты и оснастку, а также фасонные изделия.
№ 18. В чем технологические преимущества стеклотекстолитов со
связующими на базе эпоксидных смол по сравнению со стеклотекстолита ми на базе
фенолформальдегидной смолы?
Ответ: 1) в возможности отверждения эпоксидных смол без подогрева
и изготовления крупногабаритных изделий, см. с. 437; 2) в возможности
использования различных наполнителей, см. с. 437.
Обладая высокими адгезионными свойствами ко многим
материалам, прочностью и химической стойкостью против
растворителей, щелочей, кислот и других агрессивных сред, эпоксидные
смолы используются для изготовления лакокрасочных
материалов и различных клеев. Эпоксидные смолы обладают хорошими
электроизоляционными свойствами и широко используются в
электротехнике.

Кремнийорганические соединения и некоторые другие
полимерные материалы. В промышленности находят применение
различные кремнийорганические соединения, свойства которых
сильно зависят от средней молекулярной массы и структуры
макромолекул. Эти полимеры со степенью полимеризации 20...
30 являются вязкими жидкостями, которые обладают большой
сжимаемостью и поэтому широко используются в качестве
амортизаторов, смазочных масел с низкой температурой
замерзания. Полимеры со степенью полимеризации 800... 1500
используют при получении лаков и пластмасс, а со степенью
полимеризации 10 000...30 000 — для получения каучуков. Пластмассы на
основе кремнийорганических смол мало изменяют свои свойства
при температурах от —60 до -J-250 °С и даже до +550 °С.
Наибольшее применение для изготовления пластмасс находят
полиметилсилоксаны, полиэтил- и полифенилсилоксаны. В
качестве наполнителей применяются асбестовые и стеклянные
волокна, металлические порошки, кварцевая мука и другие добавки.
Они применяются для изготовления электрического
оборудования и приборов, выдерживающих кратковременные нагревы до
2000...3000 °С. Особенность этих материалов — дугостойкость
(стойкость против действия электрической дуги), химическая
и водостойкость.
Для получения высокотеплостойких материалов применяются
элементоорганические соединения, содержащие фосфор, алюминий
и другие сополимеры, блок- и привитые полимеры, обладающие
весьма высокими комплексами свойств.
Высокопрочные конструкционные материалы — стеклопласты.
Стеклопласты — материалы, получаемые на основе
синтетических полимеров, образующих пространственную структуру.
В качестве наполнителей используются стеклянные волокна,
стеклянное полотно. Механические свойства некоторых
стеклопластов приведены в табл. 14.3. Стеклопласты на основе
кремнийорганических смол не теряют своей прочности при 250 °С,
выдерживают нагрев до 270 °С в течение 1...2 мин; более стойки,
чем стали, в кислородно-ацетиленовом пламени в течение 1 мин.
Из стеклопластов изготовляют направляющие лопатки
компрессоров авиационных и ракетных двигателей, пуленепробиваемую
броню, корпуса катеров, лодок, кузова автомашин, самолетов,
трубы и емкости для агрессивных жидкостей. Стеклопластики
используются в качестве защитных жаростойких покрытий при
температурах до 10 000°С. В частности, сопла ракет работают
очень ограниченное время (15...20 с) при 3200...4400 °С, а
температура поверхности ракеты при возвращении в земную
атмосферу при скорости 7 км/с составляет 11 000... 16 000 °С.
Применять в этих условиях такие огнеупорные материалы, как
графит или керамика, не представляется возможным, так как
графит сгорает, керамика растрескивается. Металлы же при этих
температурах моментально расплавляются.
В этих условиях полимерные материалы проявили себя с

Таблица 14.3
Связующая
смола
Фенол-
формальде-
гидная
Феноль-
но-кремнии-
органичес-
кая
Эпок-
сидно-фе-
нольная

Полиэфирная

Плотность,
г/см3
1,85...
1,9
1,85
1,73
1,6...
1,7


стойкость по
Мартен-
су, °С
2400...
2800
300...
350
240
2700...
2900
Предел прочности
МПа
ot
320...
400
370
400
250...
430
а?5
250...
360
372
420
153
<*изг
150...
347
260
410
180...
345
Модуль
при
упругости

растяжения,
МПа
20 000...
21 700
22 250
22 000
21 000
Ударная
вязкость.
Дж/см2Х
Х10-'
65...
105
145
148
135...
525
* Данные прочности по основе.
** В направлении перпендикулярно слоям.
совершенно неожиданной стороны — оказались пригодными в
качестве жаростойких покрытий. Это объясняется тем, что
полимеры имеют очень низкую теплопроводность и при
кратковременном нагреве только обугливаются с поверхности, внутренние же
слои остаются неповрежденными. Исследования показали, что
при 2500...2800 °С наибольшей жаростойкостью обладают
фенопласты с волокнистым стеклянным или нейлоновым
наполнителем. Меньшей жаростойкостью обладают силиконовые или
эпоксидные смолы с теми же наполнителями. Роль наполнителя
в таких покрытиях сводится к предотвращению растрескивания
полимера при большой скорости изменения температуры.
Из фенопластов изготовляются ряд футеровок и также детали
ракет (сопла, футеровки камеры сгорания и выхлопных каналов,
газовые рули, облицовка корпуса двигателя, носовая часть
ракеты).
№ 19. Какие свойства полимерных материалов обусловливают возможность
их применения в качестве теплоизоляционных?
Ответ: 1) низкая теплопроводность, см. с. 436; 2) низкая теплопроводность
при хорошей пластичности и хороших адгезионных свойствах, см. с. 437; 3)
хорошие технологические свойства, см. с. 437.
Для наглядности на рис. 14.1 приведены сравнительные
характеристики удельной прочности различных материалов.
Газонаполненные полимерные материалы. Эти материалы
подразделяются на пенопласты, у которых микроскопические
ячейки, заполненные газом, не сообщаются между собой
(плотность до 300 кг/м3), и поропласты, у которых ячейки
соединяются между собой (плотность более 300 кг/м3).

Рис. 14.J,. Сравнительная удельная прочность при
растяжении некоторых металлических и полимерных
материалов:
/ — серый чугун СЧ10; 2 — серый чугун СЧ15; 3 — сталь
СтЗ; 4 — сталь Ст5; 5 — сталь 20ХГ; 6 — дюралюмин Д-16;
7 — титан ОТ-4; 8 — волокнит ГОСТ 5689—66; 9 — стекло-
волокнит АГ-4 «В»; 10 — поликапролактам «Б»; //— стек-
ловолокнит АГ-4 «С»; 12 — стекловолокнит СВАМ (1:1)
Эти материалы отличаются высокими тепло- и
звукоизоляционными свойствами и находят применение в строительстве,
холодильной и химической технике, в судо- и самолетостроении,
а также для изготовления лодок, поплавков, понтонов,
спасательных средств.
Для повышения механических свойств производят
армирование газонаполненных пластмасс металлическими листами или
листами на более прочных пластических массах.
№ 20. Какими способами можно изготовлять составные изделия из
термоактивных пластмасс?
ОтветЛ) склеиванием и механическим соединением, см. с. 437; 2)
склеиванием, сваркой и механическим соединением, см. с. 436.
§ 14.4. СИНТЕТИЧЕСКИЕ ЭЛАСТОМЕРЫ, КАУЧУК, РЕЗИНА
Каучуки являются линейными полимерами с очень большой
молекулярной массой (0,3...3) • 106. Почти все синтетические
каучуки получают методом эмульсионной полимеризации в
водных средах. При нормальных температурах каучуки находятся

в высокоэластическом состоянии; температура их стеклования
от —40 до —70 °С.
Л» 21. Можно ли использовать каучук в качестве упругих эластичных
материалов? Почему?
Ответ: 1) нельзя, высокоэластические деформации каучука не являются
обратимыми, см. с. 437; 2) нельзя, очень малая нагрузочная способность
и велико время релаксации деформации, см. с. 437.
Для получения высокоэластических свойств каучук переводят
в редкосетчатый полимер посредством вулканизации.
Вулканизаторами являются сера, а также оксиды и пероксиды ряда
металлов. Смесь каучука с вулканизатором называется сырой
резиной, а после вулканизации — резиной или вулканизатом.
В зависимости от количества серы степень сетчатости
изменяется. Изменяются и свойства резины (при 1...5% S образуется
редкосетчатая резина с высокой эластичностью; при 30 % S сетка
становится настолько густой, что материал теряет
эластичность—образуется эбонит). Для увеличения прочности и
износостойкости в состав резины входят мелкодисперсные
поверхностно-активные вещества — наполнители (сажа, оксид кремния
или титана). В состав резин вводятся и другие вещества (мягчи-
тели, противостарители и др.).
В табл. 14.4 приводятся разновидности каучуков и резин на
их основе, а также основные свойства и области применения.
По назначению различают резины общего назначения и
специальные.
Таблица 14.4
Группа по назначению
Общего назначения
Специальные бен-
зо- и маслостойкие
Химически стойкие
Теплостойкие
Теплохимически
стойкие
Тип
каучука
нк
СКБ
СКС
Найрит
скн
Тиокол
Бутил-
каучук
скт
СКФ

Плотность,
г/см3
0,91...
0,92
0,9...0,92
0,92...
0,94
1,225
0,943...
0,986
1,3...1,4
0,91
1.7...2
1,8...1,9
ов, МПа
24...34
13...16
19...32
20...26
22...33
3,2...4,2
16...24
3.5...8
7...2

Удлинение
6,%
До
700
600
830
» 750
» 700
» 430
» 800
360
» 400
Температура,
°С
рабочая
80... 130
80... 130
80... 130
100...130
До 170
60
250...316
250...310

хрупкости
-40
;-55)
-42
-48
-34
-48
(-20)
-40
-70
-74
-40
Набу-
хае-
мость
в
бен-
зин-
бён-
золе,
%


стойкая
»
80
70-2(
2,4
180

№ 22. Как известно, густосетчатые полимеры являются более прочным
материалом, чем редкосетчатые. Почему в целях повышения прочности
эластомеров нельзя использовать каучук, переведенный в густосетчатый полимер?
Ответ: такие материалы: 1) не будут уже эластомерами, см. с. 438; 2) хуже
формуются в изделия, см. с. 437; 3) будут слишком жесткими, см. с. 437.
Резины общего назначения. К этой группе относят
вулканизаторы неполярных каучуков — НК (натуральный каучук),
СКБ, СКС, СКИ (синтетические каучуки). Резина на основе НК
отличается высокой эластичностью, прочностью, водо- и
газонепроницаемостью. Совершенствование технологии изготовления
синтетических каучуков и резин на их основе позволяет получить
резины, по качеству не уступающие резине на базе НК.
Из резины общего назначения изготовляют ремни, трубы,
транспортные ленты, изоляцию кабелей и др.
Резины специального назначения. К ним относятся резины,
обладающие специфическими свойствами (маслостойкие, бензо-
стойкие и др.).
Резина на основе полярных каучуков — найрит — является
отечественным хлоропреновым каучуком.
В машиностроении применяемые резиновые детали делятся на
ряд классов: уплотнительные, вибро- и звукоизолирующие и
противоударные, противовоздушные, фрикционные, несиловые и
защитные.
Клеи. Клеями являются коллоидные растворы, образующие
плотные пленки, хорошо сцепленные со склеиваемыми
материалами. Основу клея составляет пленкообразующее вещество, в
качестве которого используются полимерные материалы (смолы).
В зависимости от назначения применяются клеи на основе фенол-
формальдегидных и эпоксидных смол для склеивания металлов,
стеклопластиков, бетона. Клеи на основе кремнийорганических
соединений применяются для склейки легированных сталей,
титановых сплавов и др. Высокотеплостойкие клеи способны
работать при температурах до 3000 °С, получают их на основе
неорганических соединений. Резиновые клеи используют для
склеивания резины и резины с металлом и другими
материалами.
При использовании клееных нагруженных конструкций
следует учитывать возможность деструкции клея и потери
прочности соединения. Так, например, в 1987 г. разрушился клееный
мост через Северную Двину.
Лакокрасочные материалы используют для защиты металлов
от коррозии, неметаллических материалов (древесины) от
загнивания. Краски придают изделиям декоративный вид. В
зависимости от назначения используют краски, основу которых
составляют весьма различные полимерные материалы.
Вопросы экономичности при использовании пластмасс.
Замена металлических деталей пластмассами сильно снижает
материалоемкость в связи с малой массой и высоким
коэффициентом использования материала (/Сисп = 0,9...0,95). Стой-

мость формообразования изделий из пластмасс методом
прессования или литья при массовом характере производства
уменьшает трудоемкость в 4...5 раз по сравнению с изготовлением
металлических деталей.
Капиталовложения (затраты на здания, сооружения,
оборудование, инвентарь) при применении пластмассовых изделий в
4...6 раз ниже, чем при производстве металлических деталей.
§ 14.5. РЕКОМЕНДАЦИИ ПО ИСПОЛЬЗОВАНИЮ ПЛАСТМАСС
В МАШИНОСТРОЕНИИ
Так как к пластмассам как материалу для
конструкционных деталей инженеры зачастую относятся с недоверием, то ниже
приводятся основные сведения, в каких случаях пластмассы
наиболее рационально использовать. (Механические свойства
конкретных материалов приводятся в справочниках.) При этом
необходимо учитывать их особенности.
На работоспособность пластмассовых деталей большое
влияние оказывает процесс старения пластмасс, сущность которого
приводилась выше.
При длительном нагружении пластмассы склонны к
ползучести. Это еще более усугубляет временной характер
прочностных свойств пластмасс. Поэтому такие понятия, как предел
текучести, предел прочности, которые используются при расчетах
металлических конструкций, являются для пластмасс весьма
условными: нельзя решать вопрос о нагрузочной способности
пластмассовых деталей, не учитывая времени, в течение которого
деталь должна работать. При производстве' изделий из
пластмасс технолог должен учитывать не только возможность
изготовления детали при выбранном режиме, но и то, как
технологический процесс влияет на работоспособность детали в процессе
ее эксплуатации. Некоторые положения, которые должны быть
приняты за основу при проектировании пластмассовых изделий,
можно сформулировать в виде следующих правил.
1. Детали из пластмасс следует проектировать так, чтобы
силовые нагрузки приходились на наиболее прочные сечения,
т. е. с учетом направления волокон наполнителя или
ориентации макромолекул.
2. Не рекомендуется изготовлять из пластмасс детали,
которые в процессе эксплуатации длительно подвергаются
постоянным нагрузкам (хотя и допускаемым). Пластмассовые детали
работают лучше в условиях действия кратковременных нагрузок.
3. При проектировании деталей из пластмасс следует учесть
их ограниченную жесткость, для повышения которой следует
предусмотреть ребра жесткости или арматуру.
4. Проектировать из пластмассы можно только такие детали,
которые будут работать в оптимальном для данной пластмассы
температурном режиме с учетом возможного влияния нагруже-
ния на термические характеристики материала.

5. Пластмассы не могут быть использованы для
изготовления деталей, которые работают под значительной нагрузкой и
от которых требуется повышенная точность.
Ниже приводятся некоторые рекомендации по
использованию пластмасс в качестве материала для изготовления
различных типов деталей машин.
Пластмассовые антифрикционные материалы. На рис. 14.2
показана зависимость коэффициента сухого трения пластмасс
от скорости скольжения. Коэффициент трения реактопластов со
сталью при смазке водой составляет 0,002...0,02, при смазке
маслом — 0,007...0,09.
Из-за малого сходства с металлами и из-за больших
упругих деформаций пластмассы в узлах трения менее чувствительны
к схватыванию и задиранию, что резко уменьшает износ
деталей в паре трения. Этому способствует и поглощение
пластмассой твердых частиц — продуктов, износа. Практика
показывает, что износ большинства видов пластмассовых
подшипников в узлах трения меньше износа металлических подшипников.
Большинство реактопластов — разные текстолиты, ДСП,
некоторые волокниты — имеют прочность на сжатие 1000...
3000 МПа. Этот показатель для термопластических масс —
6000... 11 000 МПа, для бронзы и баббитов — 12 000...28 000 МПа.
Поэтому текстолитц и ДСП могут использоваться для узлов
трения при весьма тяжелых условиях работы. Положительными
свойствами пластмасс является также способность их к гашению
вибраций, стойкость к ударным нагрузкам, высокие
антикоррозионные свойства, небольшая масса, малая трудоемкость в
изготовлении.
Рис. 14.2. Зависимость коэффициента сухого трения пластмасс от
скорости скольжения. Контртело обработано:
а — в направлении движения скольжения; б — перпендикулярно
направлению скольжения (У — фторопласт-4; 2 — полистирол; 3 — поливинилхло-
рид; 4 — полиметилметакрилат; 5 — полиэтилен высокой плотности; 6 —
полиамид; 7 — полиэтилен низкой плотности

Для изготовления тяжелонагруженных подшипников
используются фенопласты со слоистыми наполнителями (текстолиты,
ДСП, гетинакс). Подшипники изготовляются в виде вкладышей,
устанавливаемых в корпус подшипника. Такие подшипники
используются для прокатных станов, пилорам, дробилок,
подъемных кранов.
Термопластические пластмассы (полиамиды, фторопласт) под
нагрузкой подвержены ползучести и могут выдавливаться.
Эти же материалы имеют низкую теплопроводность, что еще
больше содействует их ползучести от повышения температуры
в узле трения. Поэтому при использовании фторопласта
прибегают к изготовлению комбинированных подшипников. На
стальную подложку наносится слой порошковой бронзы, которая
припекается к подложке. В поры бронзового слоя
впрессовывается фторопласт. Полоса разрезается на мерные куски, из
которых изготовляются подшипники в виде втулок. Если от
подшипников не требуется особо высокая точность или
действующие усилия относительно малы, с успехом применяются
капроновые подшипники (ленточные транспортеры, подвижные
конвейеры, направляющие втулки опок и т. д.).
Широкое распространение получили вкладыши в виде
тонкостенных стальных втулок, внутри которых помещены разрезные
втулки из полиамидов. Подшипники, изготовленные такими
способами, имеют большую прочность и хорошую охлаждае-
мость. Подобные подшипники нашли применение в шпинделях
токарных, фрезерных и шлифовальных станков, в
сельскохозяйственных машинах и т. д.
В качестве материалов, используемых для изготовления
деталей подшипников качения, применяются слоистые пластики с
графитовым наполнителем, волокниты, полиамиды, фенопласты.
Широкое распространение получают пластмассовые
направляющие на металлообрабатывающих станках и в других
механизмах — в поршневых двигателях, в прессах и др. В этих случаях
направляющие изготовляют в виде полос, которые крепятся к
корпусу методом склеивания или винтами. В качестве материала
для этих целей используются текстолиты, волокниты или
фенопласты с наполнителем в виде древесной крошки. Использование
пластмассовых направляющих увеличивает точность станка за
счет меньшего износа пластмассы по сравнению с обычно
используемыми чугунными направляющими. Уменьшаются также
потери мощности механизмов на силы трения. Особенно удобен
ремонт станков и механизмов с такими направляющими.
Зубчатые, червячные, цепные и ременные передачи.
Применение пластмасс в зубчатых и червячных зацеплениях
обеспечивает мягкую передачу крутящего момента, высокую изно-
стойкость, бесшумность и надежную работу в химически
агрессивных средах, малую массу; во многих случаях простоту
изготовления. Наилучшая работоспособность шестерен передачи
обеспечивается комбинацией пластмассовых и металлических

шестерен, благодаря чему обеспечивается хороший теплоотвод
от пластмассовых шестерен.
Для уменьшения износа пластмассовых шестерен
рекомендуются повышенная твердость зубьев стальных шестерен и
увеличение чистоты их поверхности. В качестве материала для
пластмассовых шестерен используют текстолит, древеснослои-
стые пластики (ДСП), полиамиды, полиформальдегид (ПФА)
Червячные пластмассовые колеса при температуре менее
90 °С, скоростях скольжения, не превышающих 3 м/с, и
нагрузках не выше 300 МПа можно изготовлять из текстолита и ДСП,
при нагрузках 150... 180 МПа — из полиамидов.
В цепных передачах из тех же пластмасс, которые
используются для шестерен, применяются «звездочки». Пластмассы
типа полиамидов в виде вставок внутри стальных втулок
используются для изготовления пластинчатых цепей, что резко снижает
коррозию стальных деталей цепи и «слипание» звеньев цепи.
Долговечность цепных передач с втулками из полиамидов,
работающих в запыленной и корродирующей среде, резко
повышается.
В ременных передачах хорошо зарекомендовали себя
пластмассовые ремни (особенно из полиамидов), которые отличаются
не только хорошими техническими данными, но и устойчивостью
работы в агрессивных .средах. Перлоновые ремни используются
для передачи больших мощностей в основном для прокатных
станов, мощных прессов, молотов, мельниц.
Из полиамидов (нейлон, перлон) изготовляют также
буксирные канаты. Для защиты стальных канатов от коррозии их
покрывают слоем полиамидов (нейлоном). Полиамиды все шире
используются для изготовления и покрытия транспортерных
лент.
На ряде станкостроительных заводов освоено производство
пластмассовых шкивов клиноременных передач. Массы таких
шкивов из-за повышенной удельной прочности пластмасс
примерно в 5 раз меньше металлических, себестоимость ниже в
2,5 раза.
Для изготовления шкивов можно использовать полиамиды
(мелкие шкивы и блоки), волокнит, фенолит К-18-12, декоррозит
К-17/18-81, текстолит, стекловолокнит (для крупногабаритных
шкивов диаметром до 800 мм). Наряду с достаточной
прочностью нагрузки от центробежной силы на такие шкивы
существенно меньше, чем на стальные и чугунные.
Фрикционные устройства. В фрикционных узлах с небольшой
тормозной мощностью используются пластмассы с асбестовым
наполнителем. Температура нагрева для этих материалов не
должна быть больше 250 °С. Пластмассы типа ретинакса
допускают при очень кратковременном нагружении нагрев до
1000 °С; коэффициент трения ретинакса по стали больше 0,35.
Вариаторы. Пластмассы типа текстолита используются в
вариаторах, когда не предъявляются особо высокие требования к

обеспечению постоянства передаточного отношения или высокого
коэффициента полезного действия.
Муфты, прокладки. Особенно перспективно применение
пластмасс для деталей зубчатых муфт из текстолита, капрона.
Капроновые муфты, например, могут передавать большие
нагрузки, хорошо поглощают удары, обеспечивают бесшумность работы
и более просты в исполнении. Очень широкое применение в
конструкциях муфт нашли диски и другие эластичные элементы,
изготовленные из резины. Резиновые элементы применяются для
упругого соединения валов в качестве упругих элементов
нежестких муфт. Они являются одновременно амортизаторами и
демпферами, а также позволяют частям вала иметь взаимное
угловое перемещение. Резина находит очень широкое применение для
изолирования колебаний станин станков от остальных ее узлов,
что заметно увеличивает точность станков.
Резиновые прокладки изолируют корпуса судов, автомашин
и т. д. от колебаний двигателей. Очень широко применяются
резиновые вкладыши в металлических шарнирах, которые р»азъ-
единяют трущиеся металлические части шарнира.
Прочие детали различных машин, механизмов и конструкций.
Широкое распространение получили пластмассы в быстроходных
текстильных машинах, где большое значение имеют малая
инерционность деталей и возможность применения движущихся
деталей без смазки. Такими деталями являются шпули и их
покрытия, мотовила, детали чесальных машин и т. д.
В основном для этой цели используются фенопласты с
порошковыми наполнителями. Фенопласты являются незаменимым
материалом для изготовления корпусов различной контрольно-
измерительной аппаратуры, малогабаритных радиоприемников
и т. д. Эти же материалы используются для изготовления
деталей управления машин и механизмов (головки, рукоятки,
маховички и т. д.). Изготовление таких деталей из пластмасс
экономит металл, снижает стоимость изделия и способствует
приданию машине декоративного вида.
Многие пластмассы отличаются высокой удельной прочностью
(см. рис. 14.1).
Из-за малой объемной массы и высокой удельной прочности
применение пластмасс особенно выгодно для изготовления
роторов высокоскоростных машин (насосы, вентиляторы, турбины,
лопасти вертолетов). Использование для поршней
пневматических двигателей нейлона приводит к меньшим нагрузкам на
поршень, а также на шунты от действия сил инерции. В силу
этого использование пластмассы в таких деталях приводит к
уменьшению массы машины не только за счет меньшей
плотности пластмассовых деталей, но и за счет облегчения других
элементов конструкций, сопряженных с пластмассовыми
деталями.
Особенно перспективно для тяжелонагруженных деталей
конструкции применение стеклопластиков, которые имеют наивыс-

шую удельную прочность. Чаще всего находят применение вместо
металлических сплавов (стали) фенолформальдегидные
слоистые пластики, а также полиэфирные и эпоксидные
стеклопластики. В машиностроении стеклопластики, а также
полиэтилен используются в качестве корпусных материалов емкостей,
особенно в сложных конструкциях, которые изготовляются из
этих материалов методом сварки.
Пластмассовые уплотнители и амортизаторы. Детали
уплотнений из пластмасс находят очень широкое применение. Это
объясняется тем, что пластмассы обеспечивают не только
высокую герметичность соединения, но и необходимую прочность и
химическую стойкость узла уплотнения. Широкое
распространение находят уплотнения из ненабухающих, маслостойких и бензо-
стойких резин. Широко применяются пластмассовые уплотнения
из самоуплотняющихся полихлорвиниловых колец в местах
ввода электрических кабелей. Полихлорвиниловые уплотнения
применяются для штоков насосов и компрессоров, в которых
давление доходит до 2000 МПа. В пневматических системах
достигается улучшение герметичности при замене чугунных
поршневых колец текстолитовыми или фторопластовыми,
армированными стекловолокном. Одновременно при этом
уменьшается износ цилиндра.
В технике все шире применяются наряду с резиной
пластмассовые амортизаторы. Пластмассовые амортизаторы имеют в
среднем в 1,2...1,5 раза больший срок службы, чем резиновые.
Широкое применение находят полимерные демпфирующие
жидкости из силикона. Силиконовый демпфер наиболее пригоден
для гашения значительных колебаний при температурах до
200 °С. Это объясняется высокой вязкостью силиконового масла,
которая сохраняется до высоких температур. Силиконовые масла,
имея хорошую стойкость в интервале температур —50...-[-200 °С,
являются незаменимым смазочным материалом для узлов трения,
работающих при высоких температурах.
Детали трубопроводной арматуры. Пластмассовые трубы
широко используются в технике, особенно в химическом
машиностроении и в строительстве. Основными преимуществами
пластмассовых труб являются высокая коррозионная стойкость,
малая масса, удобство транспортировки и монтажа. Трубы из
полиэтилена, например, можно наматывать на барабан и
сматывать непосредстванно в траншею. Для изготовления труб
используют как термореактивные пластики, так и термопласты.
Основными материалами для изготовления труб являются:
1) полихлорвинил, полиэтилен, полиамиды, фторопласты,
полиэфирные пленки, стекловолокниты;
2) фенопласты с наполнителем в виде асбеста, графита
или песка (фаолиты), реже текстолит, гетинакс.
Трубы из термопластов хорошо обрабатываются, изгибаются
по месту, свариваются и склеиваются. Трубы из реактопластов
соединяются только склейкой. Пластмассы используются также

для изготовления трубной арматуры (уголки, тройники, краны,
вентили и т. д.).
Для арматуры высокого давления, применяется облицовка
металлической арматуры пластмассами, обеспечивающими
необходимую коррозионную стойкость. Наиболее часто для футеровки
металлических трубопроводов и емкостей используются
полиэтилен, полихлорвинил, полистирол, асбовинил, фторопласт,
резины из синтетических каучуков. Выбор материала труб и
арматуры определяется требованиями механической прочности,
химической стойкости, а также условиями монтажа
трубопровода.
Использование пластмасс для изготовления труб особенно
эффективно для экономии стали и чугуна. Однако в СССР этого
не происходит: в нашей стране производят стальных труб
столько, сколько США, Япония, ФРГ, Англия, Франция и Италия
вместе взятые.
Пластмассовые покрытия. Положительные свойства
пластмасс широко используются при создании комбинированных
изделий. Металлические предметы с нанесенным покрытием из
полимеров имеют одновременно высокую прочность, присущую
металлам, и положительные свойства полимеров. Особенно
эффективно использование таких покрытий в том случае, если при
этом удается заменить дефицитные и дорогие металлы (цветные
сплавы, высоколегированные стали) дешевыми углеродистыми
сталями.
Водостойкие покрытия применяются для предупреждения
поглощения воды (влаги) деревянных, картонных, пенопласт-
массовых, пенобетонных и других изделий.
Так как кремнийорганические покрытия не смачиваются
водой, ими покрывают стекла окон транспортных средств. Капли
дождя скатываются с таких покрытий, не растекаясь по стеклу,
благодаря чему сохраняется хорошая видимость водителю.
№ 23. Какой материал можно использовать для корпусов приборов?
Ответ: \) стеклопластики, см. с. 437; 2) фенопласты, см. с. 437; 3) волок-
ниты, см. с.438.
В заключение следует подчеркнуть, что резкое увеличение
использования пластмасс необходимо потому, что сырье для их
изготовления менее дефицитно, чем руды для производства
стали.
Глава 15
ДРУГИЕ НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ МАТЕРИАЛЫ
§ 15.1. СТЕКЛО
Для получения стекла используют различные комбинации
оксидов, которые по назначению подразделяются на стекло-
образующие, модифицирующие и промежуточные.

К стеклообразующим оксидам относятся оксиды кремния,
бора, фосфора, германия, мышьяка. К модифицирующим
оксидам, которые используются для изменения физико-химических
свойств стекла, относятся оксиды щелочных и щелочно-земель-
ных металлов. К промежуточным оксидам относятся оксиды
алюминия, свинца, железа, титана, бериллия, которые могут
замещать некоторую часть стеклообразующих оксидов в
структурном каркасе стекла и обусловливают изменение свойств стекла
в нужном направлении.
В жидком состоянии стекло представляет сложный расплав
кислых и основных оксидов. При охлаждении вязкость стекла
быстро увеличивается без упорядочения структуры атомов и
молекул, входящих в состав стекла.
№ 24. Как называются твердые тела с подобным строением?
Ответ: 1) кристаллическими, см. с. 437; 2) некристаллическими, см. с. 438;
3) аморфными, см. с. 437.
Стеклообразующий каркас стекол представляет собой
непрерывную беспорядочную пространственную трехмерную сетку, в
узлах которой расположены ионы, атомы или группировки
атомов (рис. 15.1). Химический состав стекла можно изменять
в широких пределах, поэтому и свойства стекла могут быть
достаточно различными. В табл. 15.1 приведены свойства
некоторых промышленных стекол. В целях повышения термической
стойкости создаются новые стекла («Мазда», стекло № 31),
не содержащие в своем составе щелочных оксидов. Такие стекла
имеют пониженное значение коэффициента линейного
расширения и поэтому обладают повышенными термостойкостью и
пределом прочности. Механические свойства стекла можно
существенно повысить различными методами упрочнения
поверхностного слоя стекла термической, химической или термохимической
обработкой (рис. 15.2).
Термический метод упрочнения заключается в закалке стекла.
Стекло нагревают до 620...650 °С, выдерживают при этой темпе-
Рис. 15.1. Схема непрерывной структурной сетки стекла:
а — кварцевого; б — натриево-силикатного

Таблица 15.1
Стекло
Листовое:


катное
№ 31
«Маз-
да»
МКР-1
Кварцевое
Пеностекло
Ситалл

Плотность,
г/см3
2,5...2,0
2,5
2,6
2,3
2Д..2.3
0,18...0,8
2,4...2,7
о
сжатии
600...700
400
—
78
350...650
150...250
1000...
2000
в, МПа, при

растяжении
30...70
—
—
—
40...60
50... 100
ПО...160
изгибе
50... 100
70...85
—
45...50
45... 100
50... 100
70...350

Температура

мягчения, °С
—
790
806
650
1200
300...400
1200...
1350


стойкость,
°С
40...80
150
185
180
1000
110...170
Свето-
пропус-
каемость,
%
82...90
86,5
—
90
90
—
ратуре и быстро охлаждают с обеих сторон. При такой обработке
в поверхностных слоях стекла возникают снижающие
остаточные напряжения, благодаря чему стойкость стекла к статическим
нагрузкам возрастает в 4...6 раз, прочность на удар — в 5...
7 раз, а термическая стойкость — в 2...3 раза.
Химический метод упрочнения заключается в удалении
дефектного (с микротрещинами) поверхностного слоя стекла
методом химического травления. Наибольшего эффекта
упрочнения можно достичь в результате комбинированного метода
упрочнения стекла (см. рис. 15.2).
Рис. 15.2. Изменение прочности (а) и термической
стойкости (б) промышленных изделий из парфюмерного стекла
диаметром 76 мм (толщина стенки 7 мм) в зависимости от
различных методов их упрочнения:
/ — необработанные заводские; 2 — травление HF в течение
8 мин; 3 — то же, в течение 16 мин; 4 — то же, в течение
24 мин; 5 — закаленные в полимерной кремнийорганической
жидкости; 6 — то же, с последующим травлением HF в
течение 16 мин

№ 25. В чем различие в упрочнении при закалке стали и стекла?
Ответ: различие в: 1) причинах, обусловливающих упрочнение, см. с. 438;
2) в степени упрочнения, см. с. 437; 3) в способах осуществления закалки,
см. с. 437.
Кварцевое стекло. Кварцевые стекла состоят практически из
чистого кремнезема (99,5% SiCb). Кварцевое стекло
отличается высокими показателями термической и химической
стойкости (см. табл. 15.1). Из него изготовляют химически стойкую
посуду, чехлы для термопар, изоляторы, электровакуумные
изделия, работающие при повышенных температурах.
Безосколочное стекло. Безосколочное стекло (триплекс) —
это комбинированное стекло, состоящее из двух или нескольких
слоев обычного промышленного стекла, склеенных с прозрачным
эластичным и упругим промежуточным слоем прозрачного
органического полимера. Повышенной безопасностью в работе
обладают и закаленные стекла. Для получения высокопрочных и
безопасных в работе безосколочных стекол весьма эффективно
склеивание нескольких слоев стекол, предварительно
закаленных. Безосколочные стекла применяются для остекления
автомашин, самолетов, судов, а также для изготовления приборов,
работающих при повышенных температурах и давлении.
Пеностекло. Пеностекло получают вспениванием
расплавленного стекла при 700...900 °С различными газотворными
веществами (мел, уголь, кокс). Пеностекло имеет малую плотность,
его используют как звуко- и теплоизоляционный материал.
Применение 1 т пеностекла в строительстве при утеплении
зданий позволяет экономить 85...90 т красного кирпича. Кроме того,
пеностекло используют для изготовления фильтров, от которых
требуется высокая химическая стойкость. Свойства пеностекла
приведены в табл. 15.1.
Стеклянное волокно. Стеклянное волокно получает из
расплавленного стекла вытягиванием стекломассы через фильеры
или другими способами.
Стекловолокно отличается высокими прочностными
свойствами, стойкостью к агрессивным средам и высокой
теплостойкостью. Ткани из стекловолокна используют как арматуру
для изготовления стеклотекстолитов, фильтрации
нефтепродуктов, различных химических растворов. Нетканое стекловолокно
используют как тепло- и звукоизоляционный материал в
строительстве, а также при постройке пассажирских и
изотермических вагонов, кабин и корпусов самолетов и т. д.
Стеклокристаллические материалы — ситаллы. От стекла
ситаллы отличаются минералогическим составом и
микрокристаллическим строением. Процесс получения изделий из
ситаллов осуществляется следующим образом. Из
расплавленного стекла определенного состава, в котором находятся
катализаторы (для создания центров кристаллизации), получают
изделия, которые после охлаждения находятся в
стеклообразном состоянии. Повторный нагрев до температуры стеклования

(400...600 °С) вызывает образование в стекле зародышей
кристаллизации (кристаллы катализаторов). На них при нагреве
происходит выделение фаз стекла в кристаллическом состоянии.
Степень кристаллизации в ситаллах доходит до 95%. Ситаллы
имеют высокую твердость, предел прочности при изгибе 150...
500 МПа, высокую термо- (700...800 °С) и химическую стойкость.
Из ситаллов изготовляют обтекатели управляемых снарядов,
подшипники для работы без смазки при температуре 540 °С,
поршни и цилиндры двигателей внутреннего сгорания,
химическую и другую аппаратуру.
№ 26. Какой материал наиболее пригоден для изготовления прозрачных
экранов к металлорежущим станкам?
Ответ: 1) органическое стекло, см. с. 438; 2) листовое силикатное стекло,
см. с. 437; 3) безосколочное стекло, см. с. 437.
§ 15.2. ДРЕВЕСНЫЕ МАТЕРИАЛЫ
Роль древесины как строительного материала весьма велика.
Но и в машиностроении эти материалы находят большое
применение (борта, пол, грузовых автомобилей, детали конструкции
вагонов, шестерни, подшипники и др.). Особенно ценны эти
материалы как вспомогательные при изготовлении модельной
оснастки для производства фасонных отливок. Весьма широко
используется древесина как материал для тары (упаковочные
ящики).
Древесина — природный материал растительного
происхождения. Она состоит из 43...54 % целлюлозы (CeHioOs), 19...29%
лигнина, остальное — низкомолекулярные углеводороды и другие
компоненты.
Достоинствами древесины как конструкционного материала
являются малая объемная масса, достаточно высокая удельная
прочность aB/v> хорошая сопротивляемость ударным и
вибрационным нагрузкам, малая теплопроводность, малый
коэффициент температурного расширения (в 2...3 раза меньше, чем у
стали), высокая стойкость к ряду кислот, солей, масел.
Древесина обладает хорошими технологическими свойствами: легко
обрабатывается, допускает возможность соединения деталей
деревянных конструкций клеем, гвоздями, шурупами.
Недостатками древесины являются гигроскопичность,
изменяющая размеры, форму и прочность деревянных деталей,
склонность к загниванию, отсутствие огнестойкости.
Для защиты древесины от загнивания деревянные элементы
конструкции изолируют от контакта с водой лакокрасочными
пластмассовыми покрытиями. Деревянные детали,
соприкасающиеся с бетоном, металлом, на которых конденсируется влага
из воздуха, изолируют гидроизоляционными прокладками.
Из химических способов защиты применяется антисептирование
деревянных изделий путем опрыскивания или пропитки
растворами солей NaF, ZnCU C11SO4 и др.
430

Рис. 15.3. Разрезы древесины и пиломатериалы:
а — основные разрезы ствола дерева: / — поперечный или торцовый; 2 —
радиальный; 3 — тангенциальный; б — виды коробления пиломатериалов: 1 и 2 —
изменение формы поперечного сечения брусков; 3 — поперечное коробление досок;
4 — продольное коробление досок; 5 — коробление косослойной доски
Для снижения воспламеняемости производится пропитка
древесины антипиренами, которыми являются алюминиевые соли,
соли фосфорной или борной кислот. Применяются также
огнезащитные краски и лаки.
Древесина обладает низким значением модуля упругости и
анизотропией свойств из-за волокнистого строения.
Знание особенностей строения древесины позволяет
существенно снизить природные недостатки ее как конструкционного
материала. Так как древесина является волокнистым
материалом, то изучение ее строения и свойств проводят по трем
разрезам (рис. 15.3, а): торцевому / (поперечному,
перпендикулярному волокнам; радиальному 2, проходящему через ось ствола,
и тангенциальному 5, идущему вдоль ствола на некотором
расстоянии от оси.
На поперечном разрезе дерева видны годичные кольца,
которые состоят из волокон. Волокна представляют собой
сосуды, имеющие различную толщину стенок; они определяют
основные механические свойства древесины. Кроме продольных
волокон, составляющих основную массу древесины, имеются
поперечные волокна, называемые сердцевидными лучами. Они состоят из
тонкостенных механически слабых клеток; количество их
составляет 4...30 % объема ствола дерева. Хвойные породы древесины
имеют также вертикальные и горизонтальные смоляные ходы
диаметром около 0,1 мм.
У некоторых пород (дуб, ясень) имеются крупные сосуды,
сосредоточенные в весенней зоне годичного кольца, и мелкие
сосуды, расположенные в летней зоне кольца. Такие породы
называются кольцесосудистыми. Те породы, у которых сосуды
расположены равномерно по кольцу (береза, липа), называются
рассеянно-сосудистыми. Строение колец, содержание летней
древесины в них обусловливают механическую прочность как
хвойных, так и лиственных пород.

Пороки древесины. К важнейшим порокам относятся:
1) сучки, которые вызывают резкое изменение направления
волокон, благодаря чему прочность древесины при растяжении,
изгибе резко падает; 2) трещины, которые могут быть
внутренние, радиальные (мятик); кольцевые трещины по
годичному слою (отлуп); наружные продольные трещины на стволе,
возникающие при резком изменении температуры (морозобоина);
в срубленной древесине трещины возникают от усушки и имеют
вид наружных трещин весьма различной длины. Трещины мало
влияют на прочность при растяжении вдоль волокон. Они
снижают на 5...10% прочность на сжатие и особенно резко
снижают прочность при скалывании вдоль волокон; 3) косослой,
который характеризуется спиральным расположением волокон в
отношении оси ствола. Так как в пиломатериале косослой
вызывает перерезывание волокон, то снижается прочность
изделия; 4) к паразитным порокам относятся грибные
(микологические). Грибок развивается в воздушной влажной
среде (30...60 % и температура 2...40°С). В воде без доступа
воздуха грибок не развивается. При грибковом поражении
древесина разрушается, превращаясь в труху, гниль. При
повреждении насекомыми (червоточина) снижается сортность
древесины.
Свойства древесины. Важной характеристикой древесины
является влажность W, которая определяется по формуле
W= G~Go 100,
Оо
где G — масса влажного образца, г; Go — масса образца в
абсолютно сухом состоянии; за G принимается масса
древесины, высушенной при (100 + 5) °С.
Влажность древесины зависит от окружающих условий:
мокрая древесина, долго находящаяся в воде, имеет влажность
около 100%, свежесрубленная — 50...100%, воздушно-сухая —
10...20% в комнатных условиях влажность древесины 7...10%.
Для возможности сравнения все свойства древесины
устанавливаются при стандартной влажности №=15%. Влажность,
отвечающая условиям производственного помещения, называется
производственной влажностью. Последняя должна быть равна
эксплуатационной влажности или на 2 % ниже ее (иначе
древесина в конструкции будет усыхать).
Усушкой (У) называется уменьшение линейных размеров или
объема древесины при высыхании. Усушка выражается в
процентах. На практике для оценки усушки пользуются
коэффициентом усушки /(, который представляет собой среднюю усушку
при изменении влажности на 1 % и определяется по формуле
K=y/w.
В силу анизотропности древесины усушка зависит от
направления. Для различных пород дерева усушка в радиальном

направлении /(р = 0,09...0,31 %, усушка в тангенциальном
направлении*/^ = 0,17...0,49 %.
Усушка вдоль волокон мала (0,1...0,35 %) и практически
не учитывается. Коэффициент объемной усушки /(об = 0,17...
0,7%. Учет возможной усушки при хранении и эксплуатации
древесины имеет важное значение, так как различная усушка
в разных направлениях приводит к возникновению в древесине
внутренних напряжений, следствием чего является коробление
и растрескивание дерева. На рис. 15.4,6 представлены схемы
типичной деформации пиломатериалов, которую можно
использовать при конструировании деталей из древесины.
Набухание древесины связано с водопоглощением. Иногда
это явление имеет отрицательные последствия. Например,
набухание деревянных моделей ведет к искажению формы и
изменению размеров отливок. Неравномерное набухание по сечению
также может быть следствием коробления и растрескивания
древесины.
Важной характеристикой древесины является объемная масса
у. Для сравнения объемную массу древесины разной влажности
приводят к стандартной (15%) влажности 715(715= 0,34...
0,98 г/см3).
Из распространенных поделочных пород более легкими
являются сосна, ель, липа, осина, ольха, очень тяжелыми —
граб, груша, самшит. Чем плотнее древесина, тем выше ее
прочность.
Модули упругости при растяжении и сжатии древесины
вдоль волокна примерно равны и колеблются в пределах
КЫО-^.Л.б-Ю"3 МПа.
Прочность древесины зависит от времени нагружения; так,
значение аизг может изменяться от 100 МПа при
кратковременном нагружении до 60 МПа при нагружении в течение 60 сут.
При дальнейшем увеличении времени нагружения прочность
остается неизменной.
Твердость древесины определяет обрабатываемость и
износостойкость древесины. Торцевая твердость значительно выше
радиальной. В табл. 15.2 приведены механические свойства при
статическом нагружении для различных пород дерева (W= 15 %).
При циклическом напряжении происходит усталостное
разрушение древесины. Предел выносливости о-\ при циклическом
изгибе связан с пределом статической прочности ав в следующей
приближенной зависимости: a_i/aB = 0,24...0,38.
Древесные материалы. Натуральная древесина используется
в виде пиломатериалов. В зависимости от размеров поперечного
сечения (толщины h и ширины Ь) различают брусы (6/Л<2),
доски (b/h>2).
Шпон — широкая, тонкая (0,55...1,5 мм) ровная стружка
древесины, получаемая лущением или строганием. Шпон
является полуфабрикатом для изготовления фанеры, древесных
слоистых пластиков (ДСП) и выклейки гнутых деталей. Шпон дуба,

Таблица 15.2
Порода
древесины
Лиственница
Сосна
Ель
Кедр сибирский
Пихта
Граб
Дуб
Клен
Бук
Береза
Липа
Осина

Объемная
масса,
г/см'
0,68
0,51
0,46
0,44
0,39
0,81
0,76
0,7
0,68
0,64
0,5
0,5
Коэффициент ус>

радиальной
0,21
0,18
0,18
0,13
0,13
0,24
0,18
0,2
0,18
0,28
0,23
0,15


циальной
0,40
0,31
0,32
0,28
0,32
0,35
0,28
0,32
0,35
0,34
0,33
0,3
^шкит %

объемной
0,62
0,51
0,52
0,42
0,46
0,61
0,48
0,54
0,55
0,64
0,58
0,47
Предел прочности,
сжатии
вдоль

волокон
54
41
40
36
34

растяжении
вдоль

волокон
Хвойные
122,3
100
106
82
76
изгибе
породы
98
75
70
65
60
Лиственные порос
53
52
52
47
46
40
37
134
—
—
118
160
116
120
120
90
105
95
96
77
68
МПа, пр
и
скалывании
вдоль волокон

радиальных
9,4
6,9
6,2
6
5,3
ы
14,1
11
11,3
10,6
8,5
7,8
5,7


циальных
8,2
6,7
6,2
6,4
5,7
17
12,5
12,9
13,2
10
7,4
7,8
Твердость, МПа

радиальная
28,0
21,7
17,3
—
16,7
70,1
53,6
50,6
39,4
33,6
15,6
17,5


циальная
27,8
22,3
16,8
—
16,4
71,7
56,8
53,7
40.3
30,0
16,3
18,3

торцевая
40,3
26,2
24,1
20,3
24,8
82,5
65,3
69,0
55,6
42,3
23,4
24,1
Модуль
упругости р
ния пр
тяж<
вдоль
волокон
1,45
1.17
1,43
—
1,25
—
1,4
—
—
1,81
—
1,54
астяже-
и рас-
?нии
ради-
ально
—
0,051
0,062
—
—
—
0,11
—
—
0,06
—
—

бука, ореха, клена, имеющий красивую текстуру, широко
используется в качестве облицовочного материала для мебели, стен
помещений и др. Шпон из кедра и ольхи используется для
сепараторов свинцовых аккумуляторов.
Фанера — листовой материал, получаемый склейкой листов
шпона. Листы шпона в смежных слоях имеют взаимно
перпендикулярное направление волокон. Толщина фанеры 1...12 мм. Более
толстые клееные конструкции называются плитами.
Водостойкость фанеры зависит от применяемого для соединения шпона
клея: фанера ФСФ на фенолформальдегидном клее обладает
повышенной водостойкостью; фанера ФК на карбомидном и ФБА
на альбуминоказеиновом клеях обладают средней
водостойкостью, фанера ФБ на белковых клеях — ограниченной
водостойкостью.
Прессованная древесина получается прессованием в
нагретых пресс-формах деревянных заготовок. Прочность прессовок
возрастает при растяжении до 2 раз, при изгибе и сжатии —
до 3 ра£. Ударная вязкость — 600...800 МПа. Такая древесина
используется как заменитель металла; из нее изготовляют
сегменты зубчатых передач, подшипники, втулки, челноки и др.
Древесностружечные плиты изготовляют горячим
прессованием стружек со связующими смолами (фенолформальдегидной
и др.). Плиты бывают однослойные, трехслойные (в середине
обычная стружка, на поверхности — специальная тонкая),
облицованные шпоном, фанерой, картоном, пластиком.
Древесностружечные (а также опилочные) плиты — прекрасный пример
рационального использования отходов древесины, что дает
народному хозяйству очень большой экономический эффект. Такие
плиты используются как тепло- и звукоизоляционные в
строительных конструкциях, при производстве мебели и т. д.
«Nfc 27. Для изготовления подшипников пилорам используется древесина.
Какой из приведенных материалов наиболее пригоден для этой цели? Как
необходимо изготовить подшипник, чтобы была обеспечена максимальная
износостойкость?
Ответ: материал: 1) сосна; волокна древесины должны быть
перпендикулярны рабочей поверхности подшипника, см. с. 436; 2) дуб с вертикальным
расположением волокон к поверхности трения, см. с. 437; 3) прессованная древесина
с вертикальным расположением волокон к поверхности трения, см. с. 437.
Л 28. Для изоляции станины встряхивающей формовочной машины от
ударных нагрузок стола машины и для уменьшения шума в работе применяются
деревянные амортизаторы. Какую древесину можно для этого использовать
(см. табл. 15.2)?
Ответ: 1) ель, см. с. 438; 2) граб (дуб), см. с. 438; 3) лиственницу, см. с. 437.
Пояснения к ответам на вопросы по главам 13...15
№ I. 1) Ответ правильный, но не полный.
№ 2. 2) Правильно; диффузионная подвижность атомов металла выше
подвижности макромолекул, однако это не самое важное различие.
Лк 3. 1) Правильно. Различные структуры полимеров кристаллизуются при
различных температурах.
№ 4. 1) Ошибаетесь. Для этого состояния все элементы структуры тела — и

атомы, и молекулы — должны обладать высокой подвижностью, однако в
полимере эта подвижность очень различная.
№ 7. 3) Неправильно. Хотя такие молекулы упакованы рыхло, но из-за
их жесткости смещения сегментов молекул реализуются плохо.
№ 8. 1) Вы ошибаетесь. Утверждать, что шестерня работает в условиях
высокоэластического состояния, трудно, так как длительность единовременного
нагружения зуба может быть меньше времени релаксации высокоэластических
деформаций.
№ 12. I) Вы ошибаетесь. Выше говорилось о влиянии некоторых факторов
на снижение Тт.
№ 19. 1) Правильно. Но только этого свойства недостаточно. Есть другие
теплоизоляционные материалы (стекло), однако области их применения
ограничены.
№ 20. 1) Ответ неправильный. В § 14.3 посмотрите, в чем характерные
особенности этих материалов по отношению к тепловому воздействию.
JA 21. 1) Неправильно. Каучук эластически деформируется при очень малых
нагрузках. При этом время релаксации деформации очень велико.
№ 10. 2) Правильно.
№ 5. 1) Правильно.
№ 1. 2) В известной степени ответ правильный.
№ 27. 1) Сосна не годится, вкладыши могут раскалываться, сминаться и
быстро изнашиваться (см. табл. 15.2).
№ 2. 1) Правильно. От этого зависят скорость процеса, размеры и форма
образующихся кристаллов.
№ 17. 1) В ответе приведены не принципиальные различия.
№ 4. 2) Ошибаетесь. В твердом теле элементы всей структуры должны
обладать малой подвижностью, но этого в полимере нет.
№ 7. 1) Ошибаетесь. Гибкие молекулы взаимно плотно упакованы, поэтому
нет свободных мест для смещения сегментов молекул, что необходимо для
вынужденной высокоэластической деформации.
№ 10. 1) Неправильно. Если бы пластическая деформация имела
значение а, то со временем она бы не изменилась.
№ 9. 2) Неправильно. Такие смазки не обеспечивают интенсивного
охлаждения и ползучесть не будет устранена.
№ 11. 1) Правильно, но вы не довели свою мысль до логического конца.
№ 12. 2) Правильно. Однако этим методом не пользуются, так как
понижается производительность.
№ 13. 3) Ошибаетесь. Аморфные полимеры не имеют твердого фазового
состояния. Для них возможно лишь твердое агрегатное состояние.
JMs 5. 2) В таком состоянии клей соответствует участку с (см. рис. 13.5).
№ 3. 2) Неправильно. Тогда следовало бы допустить, что кристаллизация
различных материалов обусловлена различными причинами, что неверно, так
как во всех случаях фазовые превращения обусловлены меньшим значением
изобарного потенциала образующейся фачы.
№ 6. 1) Правильно. Чем меньше макромолекул, тем при более низкой
температуре Тт происходит их переход в вязкотекучее состояние, поэтому интервал
Тс—Тт сокращается.
№ 4. 3) Правильно. Например, для относительно низких температур
макромолекулы в целом имеют очень малую подвижность, что характерно для твердого
состояния. В это же время атомы в молекуле могут находиться в интенсивном
движении, что характерно для жидкого состояния.
№ 5. 1) Правильно.
№ 8. 3) Неправильно, ведь Т>ТС. Поэтому для кронштейна деформация
определенно высокоэластическая.
№ 16. 2) Решение правильное. Это обеспечит интенсивное охлаждение
полимерного подшипника и уменьшит деформацию (ползучесть).
№ 9. 1) Это, конечно, могло быть, но предполагается, что материал был
качественный. Подумайте, как может влиять частота нагружения на температуру
стеклования резины.
№ 11. 2) Правильно. Вытягивание нитей было бы невозможно.
№ 13. 2) Ответ правильный.
N* 14. 1) Правильно.

№ I. 3) Правильно.
№ 6. 2) Ошибаетесь. Подумайте, как должна измениться температура
плавления, т. е. появиться высокая подвижность молекул (текучесть), если их
размеры уменьшаются.
№ 8. 2) Ответ был бы правильным, если бы было известно, что время нагру-
жения зуба шестерни меньше времени релаксации перемещения звеньев
макромолекул.
№ 27. 2) Вариант допустимый, так как дуб (см. табл. 15.2) имеет высокую
торцевую твердость, повышенную прочность при сжатии и скалывании.
№ 9. 2) Правильно. По-видимому, в этих условиях температура стеклования
повысилась так, что ремни работали в условиях застеклованного состояния
резины. Отсюда вывод, что нельзя пользоваться справочными данными, если
условия нагружения не соответствуют условиям, при которых были получены эти
данные.
№ 12. 1) Ошибаетесь.
№ 15. 3) Ответ правильный.
№ 13. 1) Ошибаетесь. В высокоэластическом состоянии эти полимеры в
отмеченных конструкциях работать не могут.
№ 17. 3) Правильно.
«№ 14. 2) Вы ошибаетесь. Наполнителей в таких пластмассах нет.
№ 18. 2) В этом не принципиальное различие, которого может и не быть.
№ 5. 2) Ошибаетесь. Незагустевший клей находится в жидком состоянии
(d на рис. h£.5).
№ 7. 2) Правильно. Такие молекулы не очень плотно упакованы и
проявляют известную подвижность в пределах участков молекул за счет не особо
высокой жесткости.
№ 8. 4) Ответ наиболее правильный.
№ 10. 1) Ошибаетесь. Ведь общая деформация состоит из пластической и
высокоэластической составляющих.
№ 12. 2) Неправильно. Этого делать нельзя, произошла бы термическая
деструкция полимера.
№ 15. I) Ответ правильный, но не полный.
№ 19. 3) Только технологических свойств недостаточно, чтобы можно было
использовать материал.
№ 27. 3) Это оптимальный вариант.
№ 28. 3) Лиственница может раскалываться (см. табл. 15.2).
№ 21.2) Правильно, но есть и другая причина.
№ 22. 2) Не в формируемости дело. Ведь делают же детали из таких
полимеров? Вопрос в том, будет ли такой материал проявлять требуемые свойства.
№ 23. 2) Совершенно правильно. Отличный для таких деталей материал.
№ 24. 3) Ответ правильный.
№ 25. 3) Неправильно. Закалку стали иногда тоже можно осуществить
таким способом, но причина упрочнения стали совсем другая.
№ 26. 2) Неправильно. Это стекло хрупкое и при эксплуатации легко
разрушается, что опасно для рабочего.
№ 15. 2) Ответ неполный и неточный (какой фторопласт?).
№ 17. 2) Ответ неточный.
№ 18. 1) Правильно. В этом большие преимущества эпоксидных смол.
ЛЬ 19. 2) Правильно. Эти свойства в совокупности позволяют использовать
наиболее широко пластмассы в качестве отмеченного типа материала.
№ 20. 2) Правильно.
№ 21. 3) Ответ правильный.
№ 22. 3) Правильно, но есть более веская причина. Могут ли такие
материалы вообще быть подвергнуты высокоэластическим обратимым деформациям?
№ 23. 1) Ошибаетесь. Разве эти детали подвергаются высоким нагрузкам?
№ 24. 1) Неправильно. Упорядоченная структура в стекле отсутствует.
№ 25. 2) Правильно, но это не принципиальное различие.
№ 26. 1) Неправильно. Стружка царапает такое стекло и экраны становятся
непрозрачными.
№ 22. 1) Правильно. Густосетчатые полимеры не обладают
высокоэластическим состоянием.

№ 28. 1) Решение плохое. Ель при таком нагружении будет раскалываться,
сминаться (см. табл. 15.2).
ЛЬ 23. 3) Неправильно. Такие материалы следует использовать для
нагруженных деталей.
№ 24. 2) Неправильно. Так характеризуют полимерные материалы, не
имеющие высокого порядка в расположении макромолекул.
№ 25. 1) Ответ правильный. При закалке стали происходит изменение
фазового состояния, чего при закалке стекла нет.
№ 26. 3) Правильно. Такие экраны не царапаются стружкой, не ломаются,
безопасны в работе.
Nk 28. 2) Решение хорошее. Эти породы имеют максимальное
сопротивление сжатию, скалыванию, высокую твердость.
№ 6. 2) Так ли это? Разве подвижность крупных и мелких макромолекул
одинакова?
№ 16. 1) Это не поможет. Ползучесть останется.
Глава 16
ОСНОВЫ МЕТОДИКИ ВЫБОРА МАТЕРИАЛОВ
И УПРОЧНЯЮЩЕЙ ОБРАБОТКИ ДЕТАЛЕЙ МАШИН
§ 16.1. ОБЩИЕ УКАЗАНИЯ
Первоначальное использование знаний по методике выбора
материала и упрочняющей обработки деталей машин происходит
на заключительном этапе изучения курса материаловедения при
выполнении студентом соответствующего домашнего задания.
Знания, приобретенные на старших курсах при курсовом и
дипломном проектировании, позволят выработать правильный
подход при решении материаловедческих проблем и повысить
уровень подготовки специалистов в области материаловедения. При
выборе материала для проектируемой детали конструктор
пользуется справочниками, где наряду с данными о механических
свойствах, полученных при испытании стандартных образцов,
указывается также название типичных деталей, для которых
данный материал используют. Однако трудность при выборе
материала по справочнику заключается в том, что для изготовления
детали одного и того же наименования справочник рекомендует
весьма различные марки материала. Поэтому при выборе
материала по справочнику в первую очередь следует исходить из
условий работы детали и требуемых от нее свойств.
Для оптимального решения задания по выбору
материала студент должен знать, какую информацию можно получить из
справочников.
Ниже приводятся некоторые советы для приобретения
информации, которой нет в справочниках.
1. Зачастую рационально для деталей, работающих в
условиях изнашивания, использовать улучшаемые стали, типичная
термическая обработка которых «закалка + высокий отпуск» не
обеспечивает получение требуемой твердости и износостойкости.
В этом случае после типовой термической обработки следует
провести поверхностную закалку и низкий отпуск тех частей
деталей, которые при работе изнашиваются. Чтобы получить ин-

формацию, обеспечит ли данная сталь требуемую твердость,
можно использовать диаграммы в виде полос прокаливаемости,
так как приводимая в них твердость на поверхности показывает
предельную твердость, получаемую после закалки. Так как
низкий отпуск не изменяет твердости, то полученная информация
позволяет судить о возможности применения улучшаемой стали
для детали, от которой требуется повышенная износостойкость.
2. Для деталей типа шестерен сопротивление разрушению
зубьев достигается, когда твердость в середине зуба имеет
значение 30...40 HRC. Полоса прокаливаемости также позволяет
судить, обеспечивает ли данная сталь требуемую твердость
сердцевины. Поэтому из полос прокаливаемости помимо определения
критических диаметров, которые в справочниках обычно не
приводятся, можно получить много побочной информации. По этой
причине в Приложении приводятся полосы прокаливаемости,
необходимые для определения критического диаметра для
наиболее часто используемых сталей.
3. В справочниках не приводится значение твердости после
цементации. Однако этого и не нужно, если специалист знает,
что твердость после закалки зависит от содержания углерода.
Так как при цементации добиваются в поверхностном слое
0,8...0,9 % С, то получаемая после закалки твердость составляет
порядка 60...62 HRC.
4. В справочниках не приводится сопротивление материала
контактной усталости (питтингу). Значение контактной
выносливости cjk можно определить по твердости HRC(aK = 23 HRC).
5. В справочниках приводят данные о механических
свойствах стали, полученные при испытании малых образцов по
сечению. Чтобы иметь представление, будут ли подобными
свойствами у детали с более крупным сечением, нужно установить
значение критического диаметра Dgs или D99,9- Если сечение детали
меньше критического диаметра, то можно ожидать, что те
свойства, которые приводятся в справочнике, будут иметь место и в
данной детали. В случае большего сечения детали справочные
данные не будут характеризовать свойства материала в детали.
6. Очень большое значение имеет знание о влиянии
легирующих элементов на механические и технологические свойства
стали. Это позволяет по марке стали судить о преимуществах и
недостатках сравниваемых сталей (помимо тех свойств, которые
приводятся в справочнике). В некоторых случаях представляется
целесообразным использовать детали из стали после нетипичной
для них термической обработки (обычно после пониженной
температуры отпуска, что дает более высокий предел текучести и
твердость). Для получения представления об ожидаемых
свойствах после такой обработки можно использовать графики
зависимости механических свойств от температуры отпуска.
7. Следует отметить, что для конструкционной стали
«закалка + высокий отпуск» являются наиболее распространенным
видом термообработки, однако это не значит, что эти стали в дру-

гих состояниях не могут использоваться. Так, углеродистые стали
часто используются в нормализованном состоянии. Для
легированных сталей возможны закалка и отпуск при более низких
температурах. При этом повышаются свойства прочности, но
понижается вязкость.
Разработаны методы выбора в зависимости от заданной твердости
изделия. На рис. 16.1 представлены зависимость между оптимальной твердостью
стали после закалки, твердостью после окончательной обработки и содержанием
мартенсита в структуре закаленной стали с разным содержанием углерода.
Установлено, что оптимальное сочетание прочности и вязкости имеет место
при количестве мартенсита в структуре закаленной стали не ниже 90 %. Поэтому
при определении прокаливаемости следует устанавливать глубину проникновения
закаленного слоя со структурой, состоящей из 90 % мартенсита и 10 % троости-
та закалки.
Для деталей, работающих в условиях изгиба и кручения, надежность в
работе будет обеспечена, если глубина закаленного слоя с 90 % мартенсита будет
не меньше '/2 радиуса изделия. Для деталей типа рессор, пружин, подвергаемых
при эксплуатации другим деформациям с большой амплитудой, а также для
деталей, работающих на растяжение (шатуны, ответственные болты, силовые
шпильки), необходимо наличие структуры с 90 % мартенсита после закалки по
всему сечению.
Опытом установлено, что для большинства конструкционных деталей при
работе в условиях изгиба и кручения оптимальной является твердость 45 HRC
после закалки на расстоянии !/2 радиуса от поверхности.
Для выбора марки стали для конкретных изделий, которые имели бы после
Рис. 16.1. Зависимость между оптимальной твердостью после закалки,
твердостью после окончательной термообработки и содержанием
мартенсита в структуре закаленной стали с разным содержанием углерода
(И. С. Козловский)
закалки твердость 45HRC на расстоянии '/г радиуса, используются номограммы,
приведенные на рис. 16.1, 16.2, а, б, в.
Необходимые требования могут быть удовлетворены применением как
различных сталей, так и различных охлаждающих сред при закалке. Окончательный
выбор материала производится с учетом технологических свойств и стоимости
материала.
Прочностные свойства ав, ао,2 конструкционных сталей в
состоянии мартенсита отпуска (низкоуглеродистые стали) или
сорбита отпуска (среднеуглеродистые стали) в улучшенном
состоянии могут доходить до 1200...1400МПа. При таких показателях
прочности сталь может иметь еще достаточно высокие
показатели вязкости.

Дальнейшее увеличение прочности может быть достигнуто
увеличением содержания углерода в стали, но это ведет к
повышению хрупкости. Поэтому целесообразно ориентироваться на
термомеханическую обработку (ТМО) полуфабрикатов или
деталей.
В справочнике очень мало приводится данных о
механических свойствах сталей после ТМО. Между тем в условиях НТП,
когда вопросам качества и экономии материалов уделяется
особое внимание, новые технологические процессы должны
разрабатывать инженеры на предприятиях. Чтобы молодые специалисты
были подготовлены к выполнению таких работ на производстве,
при выполнении домашнего задания по выбору материала для
детали с заданными свойствами студент, ориентируясь на данные
справочников, естественно приводит традиционное решение.
Однако дополнительно к этому, если
формирование детали рационально
выполнять нетрадиционным методом
(например, горячим прессованием),
следует Дополнительно
рекомендовать закалку с ковочного нагрева
(ВТМО) с проверкой получаемых
результатов. Вопросы,
подлежащие решению при выполнении
домашнего задания, в основном по
добны тем, какие разрешает
инженер в условиях производства.
Ниже разъясняется, из решения
каких задач складывается работа по
выбору материала и упрочняющей
обработки проектируемой детали.
1. Материал должен обеспечить
прочность, надежность и
оптимальную долговечность работы детали
(конструкционную прочность). Для
выполнения этих требований
конструктор должен учитывать
жесткость нагружения в процессе работы
детали и условия, в каких работает
конструкция (в помещении, в
полевых условиях, на севере). В случае
работы в агрессивных средах
необходим учет влияния среды.
2. Выбранный материал должен
быть технологичным, чтобы
изготовление из него детали было наиболее
экономично. Особенно важно
учитывать технологичность материала при
серийном и массовом производстве.
Необходимо запомнить, что спо-
Рис. 16.2. Диаметр заготовок
сталей, у которых на '/г радиуса
достигается твердость не менее
45 HRC при различных
скоростях охлаждения:
/ — масло спокойное; 2 — масло
при 15 м/мин; 3 — масло при
200 м/мин; 4 — вода спокойная;
5 — вода при 50 м/мин; 6 —
раствор соды при активном
перемешивании (И. С. Козловский)

соб изготовления изделия не только задача технолога. Это
первоочередная задача конструктора, так как сама конструкция
и материал детали в первую очередь определяют, как изготовить
деталь.
Поэтому выбирая материал, конструктор должен учесть его
технологические свойства, оборудование и способы изготовления
из него детали.
3. Выбранный материал должен быть возможно дешевым и
недефицитным. На себестоимость детали помимо стоимости
материала большое влияние оказывают технология производства,
амортизация используемого оборудования. Но сознательное
использование студентом этого материала возможно, когда им
проработаны соответствующие экономические дисциплины. Поэтому
при выборе материала на данном этапе обучения вопрос
экономичности решается ориентировочно.
Методика выполнения домашнего задания
1. Задание должно быть точно переписано.
2. Далее проводится анализ условий работы детали и
возможных причин отказа детали в работе. Из этого вытекают
требования к материалу детали и основные направления
выполнения этих требований (предположительная технология
изготовления детали). На этом этапе из изученных основных классов
машиностроительных материалов возникает представление о тех
материалах, которые, вероятно, могут обеспечить выполнение
требований, предъявляемых к детали.
3. Определяются по справочнику марки материалов, их
упрочняющей обработки, которые обеспечивают получение у детали
требуемых механических свойств. Так как требуемые свойства
могут обеспечить разные материалы, то данные о них из
справочника следует представить в таблице, что сделает
последующий выбор материала более наглядным. При выполнении
конкретного задания анализу должно быть представлено не менее
4...5 разных вариантов возможного решения задачи.
4. Анализ каждого варианта возможного решения задачи
следует привести письменно, давая характеристику каждого из
возможных вариантов, учитывая при этом технологические
свойства и сравнительную стоимость как материала, так и технологии
изготовления детали.
5. На основе сравнения всех данных по каждому материалу
следует сделать заключение, какой материал и по каким
причинам в данном случае является оптимальным.
Пример 1. Подобрать материал и упрочняющую обработку для изготовления
вала экскаватора диаметром 100 мм, предусмотренного для работы в открытых
карьерах в условиях Сибири. Требуемые значения ат^700 МПа, твердость
шейки вала ^55 HRC. Изготовление деталей серийное.
/. Анализ условий работы детали. Вал работает в условиях изгиба, т. е.
при не особо высокой жесткости нагружения (коэффициент жесткости 0,5<а<
<0,8). В условиях Сибири, где зимой низкие температуры, от детали требуется

особенно высокая надежность (сопротивление хрупкому разрушению). Это
обеспечивается при использовании стали со сквозной прокаливаемостью, что
необходимо учесть помимо удовлетворения требуемого значения от и твердости шеек вала.
2. Выбор материала и упрочняющей обработки валов. При изучении
механических свойстё углеродистых сталей с содержанием углерода до 0,5 %
выявляется, что требуемое значение ат после термической обработки можно обеспечить
в сечениях до 20 мм. Поэтому из этих сталей изготовление детали не
представляется возможным. Требуемые свойства можно обеспечить только использованием
легированных сталей. В таблице приводятся механические свойства легированных
сталей, термическая обработка, а также значения критических диаметров.
3. Анализ рассматриваемых материалов. Сталь 18ХГТ после закалки и
низкого отпуска обеспечивает требуемое значение от. Закалка и низкий отпуск после
цементации обеспечат требуемую твердость шеек валов, но прокаливаемость
низкая (значит, следует ожидать, что в крупном сечении эта сталь не обеспечит
требуемую конструкционную прочность).
Сталь 20ХГР выбрана потому, что легирование бором повышает
прокаливаемость. Однако и эта сталь имеет Dq5 = 60 мм. Поэтому, несмотря на высокую
статическую прочность в малых сечениях, в надежности деталей диаметром
100 мм уверенности нет. Против стали 20ХГР говорит и наличие в составе стали
марганца, который при длительном процессе цементации может вызвать рост
зерна и охрупчивание материала по этой причине.
Как видно, основная трудность при выборе материала заключается в
достижении требуемой прокаливаемости. Так как никель сильно увеличивает
прокаливаемость, то рассмотрим сталь ЗОХНЗА. После проведения необходимой (см.
табл.) термообработки сталь приобретает требуемое значение ат и нужную
прокаливаемость. Однако высокий отпуск не обеспечивает требуемой твердости
шеек вала. По полосе прокаливаемости видно, что максимальную твердость после
закалки эта сталь может дать лишь « 52 HRC, т. е. ниже требуемой. Поэтому
требуемые свойства эта сталь может обеспечить только после цементации,
закалки и низкого отпуска. Однако эта технология дорогая. Кроме того, дорога и
дефицитна сама сталь из-за повышенного содержания никеля.
Марка
стали
18ХГТ
20ХГР
ЗОХНЗА
40ХНМА
Термообработка
ц + з, 810 °С + о,200 °С
ц + з, 880 °С + о,200 °С
з, 820°С + о, 530 °С
з, 850°С + о, 620 °С
+ з, ТВЧ + о, 180 °С
ат
ав
МПа
800
1240
800
1000
1000
1520
1000
1100
6\ %
9
11,5
10
12
Ч'. %
50
55
50
50
KCU,
Дж/
см2
80
81
80
80
Як,
50
40
90
120
мм
95
30
60
>100
90
Сталь 40ХНМА имеет больше углерода, чем сталь ЗОХНЗА, и меньше
никеля. По полосе прокаливаемости видно, что после закалки эта сталь может
обеспечить требуемую твердость. Поэтому в таблице приводятся данные об этом
материале. Улучшение обеспечивает требуемое значение от при почти полной
прокаливаемости. Положительно наличие молибдена в стали, так как нет опасности
отпускной хрупкости второго рода после высокотемпературного отпуска. Для
обеспечения требуемой твердости шеек вала после улучшения следует провести
поверхностную закалку с нагревом ТВЧ и низкий самоотпуск. Поверхностная
закалка шеек вала создает в поверхностных слоях шейки напряжения сжатия,
что повышает сопротивление усталости. Так как в месте перехода шейки вала
в утолщенную часть при закалке ТВЧ возникает участок, где действуют
растягивающие напряжения (см. § 9.21), то во избежание этого галтель в месте
перехода необходимо подвергнуть обжатию обкаткой роликами.
Вывод. Оптимальное решение задачи — выбор стали 40ХНМА. Эта сталь
содержит минимальное количество никеля, поэтому дешевле стали ЗОХНЗА.
Технология изготовления валов проще и дешевле.

ПРИЛОЖЕНИЕ. ПОЛОСЫ ПРОКАЛИВАЕМОСТИ НЕКОТОРЫХ СТАЛЕЙ

СОДЕРЖАНИЕ
Предисловие 3
Введение 6
ЧАСТЬ I
МЕТАЛЛИЧЕСКИЕ МАТЕРИАЛЫ
Глава 1. Атомно-кристаллическое строение металлов 8
§ 1.1. Строение внешних электронных оболочек атомов в
периодической системе Д. И. Менделеева 8
§ 1.2. Особенности кристаллического строения вещества. Основные
типы кристаллических решеток металлов. Параметры
кристаллической решетки 10
§ 1.3. Типы связей между частицами в твердых телах ...... 15
Глава 2. Основы теории кристаллизации металлов jg
§ 2.1. Термодинамическое обоснование фазовых превращений при
нагреве и охлаждении металла 19
§ 2.2. Правило фаз Гиббса и его использование при контроле условий
фазовых превращений 23
§ 2.3. Механизм процесса кристаллизации и перекристаллизации 25
§ 2.4. Влияние условий кристаллизации на образующуюся структуру
(величину зерна). Практические способы получения материалов
с мелкокристаллической структурой 30
§ 2.5. Перекристаллизация в твердом состоянии. Полиморфные
превращения металлов 34
§ 2.6. Дефекты в реальном строении закристаллизовавшегося
металла, их влияние на механические свойства 36
§ 2.7. Строение дислокаций. Вектор Бюргерса и энергия дислокации 40
Глава 3. Пластическая деформация металлов 45
§ 3.1. Напряжения, возникающие в металле при нагружении. Упругая
и пластическая деформации 45
§ 3.2. Влияние пластической деформации на структуру и свойства
металла. Сущность явления наклепа 53
Глава 4. Рекристаллизационный отжиг 56
§ 4.1. Влияние нагрева на структуру и свойства деформированного
металла 56
§ 4.2. Механизм процессов, происходящих при нагреве наклепанного
металла. Возврат, полигонизация, первичная и собирательная
рекристаллизация 57
§ 4.3. Факторы, влияющие на размер зерна и свойства металла после
рекристаллизационного отжига 59
Глава 5. Механические свойства и конструкционная прочность
металлических материалов
§ 5.1. Свойства металлов при стандартных испытаниях на
растяжение, твердость, ударный изгиб, усталость, ползучесть 62
§ 5.2. Теоретическая и реальная прочность металлов. Конструкцион-

ная прочность металлов; показатели, ее характеризующие 75
§ 5.3. Механизм разрушения металлов 81
§ 5.4. Факторы, влияющие на сопротивление металла хрупкому
разрушению. Надежность материала в работе 89
§ 5.5. Долговечность и основные причины, выводящие детали из строя
до их полного разрушения. Износ, коррозия 94
§ 5.6. Основные направления повышения конструкционной прочности
материалов НО
Пояснения к ответам на вопросы по главам 1...5 113
лава 6. Основы теории сплавов 118
§ 6.1. Основные фазы в сплавах 118
§ 6.2. Особенности кристаллизации сплавов 121
§ 6.3. Диаграммы состояния двойных сплавов. Методы их построения 122
§ 6.4. Определение состава и количества фаз по диаграмме состояния 125
§ 6.5. Разновидности типовых диаграмм состояния двухкомпонентных
сплавов 129
§ 6.6. Методическое руководство для разбора диаграмм состояния
сплавов 133
§ 6.7. Неравновесная кристаллизация и перекристаллизация сплавов 141
§ 6.8. Связь между диаграммами состояния и возможностью
термической обработки сплавов 144
§ 6.9. Связь между свойствами сплавов и типом диаграммы состояния.
Физико-химический закон Н. С. Курнакова 145
лава 7. Железо и его сплавы 152
§ 7.1. Основные фазы в сплавах на основе железа 152
§ 7.2. Диаграмма состояния «железо — цементит» 155
§ 7.3. Углеродистые стали 160
§ 7.4. Технологические свойства стали 163
§ 7.5. Основы легирования стали. Взаимодействие легирующих
элементов с железом и углеродом 164
§ 7.6. Влияние легирующих элементов на содержание углерода в
перлите, температуру эвтектоидного превращения и свойства
стали 168
§ 7.7. Принцип классификации и маркировки сталей 170
§ 7.8. Серые, высокопрочные и ковкие чугуны 173
§ 7.9. Полная диаграмма состояния «железо — углерод» и основы
структурообразования металлической основы чугунов .... 174
Пояснения к ответам на вопросы по главам 6...7 184
лава 8. Теория термической обработки стали 139
§ 8.1. Связь между диаграммой состояния Fe — Кез С и
режимами термической обработки сталей 189
§ 8.2. Основные превращения при термической обработке стали ... 190
§ 8.3. Превращение стали при нагреве. Образование аустенита
(П-*А) 191
§ 8.4. Превращение аустенита в перлит (А-*П) при охлаждении
стали 195
§ 8.5. Превращение аустенита в мартенсит (А-*М) 204
§ 8.6. Превращения при отпуске стали 211
§ 8.7. Отпускная хрупкость стали 217
лава 9. Технология термической обработки стали 223
§ 9.1. Основные составляющие технологического процесса термической
обработки 223
§ 9.2. Классификация видов термической обработки по А. А. Бочвару 228
§ 9.3. Отжиг стали 229
§ 9.4. Закалка стали 232
§ 9.5. Закаливаемость и прокаливаемость стали 2*0

§ 9.6. Отпуск стали 245
§ 9.7. Термомеханическая обработка стали 247
§ 9.8. Поверхностное упрочнение стальных деталей 252
§ 9.9. Химико-термическая обработка стали (ХТО) • . . 257
§ 9.10. Цементация стали 258
§ 9.11. Азотирование стали 262
§ 9.12. Другие виды ХТО стальных деталей . . . 266
§ 9.13. Упрочнение методом пластической деформации (наклепом) 270
Пояснения к ответам на вопросы по главам 8...9 273
Глава 10. Конструкционные стали 278
§ 10.1. Общие сведения 278
§ 10.2. Углеродистые стали 281
§ 10.3. Легированные конструкционные стали 285
§ 10.4. Низколегированные стали 291
§ 10.5. Цементуемые конструкционные стали 296
§ 10.6. Улучшаемые конструкционные стали 298
§ 10.7. Автоматные стали 306
§ 10.8. Стали для изделий, работающих при низких температурах 307
§ 10.9. Рессорно-пружинные стали 308
§ 10.10. Износостойкие стали и сплавы 309
§ 10.11. Коррозионно-стойкие (нержавеющие) стали 312
§ 10.12. Жаропрочные стали и сплавы 315
§ 10.13. Стали и сплавы с особыми физическими свойствами .... 323
Пояснения к ответам на вопросы главы 10 328
Глава 11. Инструментальные стали и сплавы 331
§ 11.1. Классификация и свойства инструментальных сталей .... 331
§ 11.2. Основные свойства инструментальных сталей 335
§ 11.3. Стали для режущих инструментов 338
§ 11.4. Штамповые стали 343
§ 11.5. Стали для измерительных инструментов 347
§ 11.6. Твердые сплавы и алмазные инструменты 347
Глава 12. Цветные металлы и сплавы ,И9
§ 12.1. Общие сведения . . , 349
§ 12.2. Титан и его сплавы 350
§ 12.3. Основы классификации и области применения титановых
сплавов 357
§ 12.4. Алюминиевые и магнитные сплавы 359
§ 12.5. Медь и ее сплавы 368
§ 12.6. Цинк, свинец, олово и их сплавы . 376
§ 12.7. Материалы, изготовляемые методами порошковой металлургии 378
§ 12.8. Композиционные материалы (КМ) 383
Пояснения к ответам на вопросы по главам 11...12 386
ЧАСТЬ II
НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ МАТЕРИАЛЫ
Глава 13. Особенности строения и свойств полимерных материалов 391
§ 13.1. Общие сведения 391
§ 13.2. Особенности стеклообразного состояния полимеров 397
§ 13.3. Высокоэластическое состояние полимеров 398
§ 13.4. Вязкотекучее состояние полимеров 399
§ 13.5. Кристаллическое состояние полимеров 401
§ 13.6. Механические свойства полимеров в кристаллическом состоянии 402
Глава 14. Пластические массы 406
§ 14.1. Общие сведения 406*

§ 14.2. Термопластические пластмассы . . : 409
§ 14.3. Термореактивные пластмассы 412
§ 14.4. Синтетические эластомеры, каучук, резина 417
§ 14.5. Рекомендации по исследованию пластмасс в машиностроении 420
Глава 15. Другие неметаллические материалы 426
§ 15.1. Стекло 426
§ 15.2. Древесные материалы 430
Пояснения к ответам на вопросы по главам 13... 15 435
Глава 16. Основы методики выбора материалов и упрочняющей
обработки деталей машин "*38
§ 16.1. Общие указания 438
Методика выполнения домашнего задания ........ 442
Приложение. Полосы прокаливаемости некоторых сталей . . . 444
Учебное издание
Мозберг Рудольф Карлович
МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ
Заведующий редакцией А. В. Дубровский. Редактор М. А. Алексеева
Младший редактор Т. Ф. Артюхина. Художественный редактор А. В. Воинов
Технический редактор Л. Ф. Попова. Корректор Г. И. Кострикова
И Б № 8960
Изд. N° ОТ-738. Сдано в набор 04.01.91. Подп. в печать 04.09.91. Формат бОХ^'/н
Бум. тип. № 2. Гарнитура литературная. Печать офсетная. Объем 28,0 усл. печ. i
28,0 усл. кр.-отт. 31,87 уч.-изд. л. Тираж 40 000 экз. Заказ № 7. Цена 2 р. 40 к.
Издательство «Высшая школа», 101430, Москва, ГСП-4, Неглинная ул., д. 29/14.
Государственная ассоциация предприятий, объединений
и организаций полиграфической промышленности «АСПОЛ».
Ярославский полиграфкомбинат, 150049, Ярославль, ул. Свободы, 97.