Бобылев А.В. Механические и технологические свойства металлов. Справочник

Подождите немного. Документ загружается.

равной 6 атомам на 1 млн., имеет при

20°С

ст

=49

Mlia

и сго,2=20 МПа.

Железо, содержащее

10"

—10~

% С, нельзя считать чистым; наи-

более резкое изменение свойств имеет место при содержании

углерода

азота в интервале

10~

—10~

% (рис. 78). Железо очень высокой чис-

°/ /

100

-273

-773 -73 +27 -173 -173 -73 +27

Рис.

77. Влияние температуры на относительное сужение (а) и отно-

сительное

удлинение (б) железа до (кривые /, 3) и после (кривые 2,

зонной плавки (Ю проходов) [Ц:

Л 2— вакуумная плавка; 3, 4 — дуговая плавка

X / /г.

,/У

1 ^

--•-•'

К/

200

700

600

500

300

200

700

— ...

0,002

0,00t 0,006

Рис.

78. Влияние концентрации приме-

сей

углерода и азота на временное

сопротивление

и предел текучести же-

леза

-273-73

127 327 527 727

tucn,

Рис.

79.

Влияние

температуры

на

предел

текучести

железа,

содержащего

3!0~

(кривая

менее

10~

% С

(кривая

тоты характеризуется отсутствием

зуба

и площадки текучести, низким

пределом текучести (рис. 79), малым упрочнением при деформации,

слабым влиянием скорости деформации на предел текучести (рис. 80),

отсутствием деформационного старения, более быстрой и полной релак-

сацией напряжений, заметной скоростью ползучести при 20 °С. В таком

151

железе растворимость углерода, кислорода, водорода, азота

бора

при

°С

ничтожно мала

[1].

На

механические свойства железа оказывает влияние внешняя

сре-

да.

При

испытании

на

ползучесть

при

700

°С под

напряжением

МПа

образцы армко-железа через

мин удлинялись

вакууме

на 3,5 %, а в

атмосфере

воздуха

— на 12%.

В скоростном воздушном потоке

относительное удлинение через

мин

достигало

12 %,

после чего

связи

резким окислением образ-

цы

разрушались

[1].

При

испытании

на

ползучесть

при

580 °С под

напряжением

МПа

железо чистотой

99,96

разрушалось

атмосфере

воздуха

8 раз

быстрее,

чем в

вакууме

1,3-Ю-

Па [1].

Замена

атмосферного

воздуха

вакуумом

во

время испытания

на

растяжение

при

900—1200

°С по-

вышает

б и

я(>. Аналогичная заме-

на

при

горячей прокатке армко-

—

3-Ю~°;

—

1-10—°;

—менее железа

при

1150°С

позволяет

К/—'

устранить окисление

образова-

ние

глубоких трещин;

при

этом

суммарное обжатие равно

95 % [11

Механические свойства железа после вакуумной прокатки лучше,

так

как

меньше содержание примесей (табл.

66).

ТАБЛИЦА

66.

ВЛИЯНИЕ ДАВЛЕНИЯ

ТЕМПЕРАТУРЫ ПРИ

ПРОКАТКЕ

НА

СОДЕРЖАНИЕ

ПРИМЕСЕЙ

ЖЕЛЕЗЕ

[1]

300

200

100

-о—-

—г~

—t-

х,

L^x*

Ю'

/0"* J0'

Ш'

1,с-

Рис.

80.

Влияние

на

предел текучести

скорости деформации железа, содер-

жащего углерод.

Условия прокатки

Р, МПа

До прок

10=

105

1-Ю-

атки

1000

1250

1000

1250

Содержание газов,

0,011

0.034

0,040

0,009

0,016

0,023

0,012

0,010

0,0003

0,0009

0,0008

0,0006

0,0004

КОБАЛЬТ

Атомный номер кобальта

27,

атомная масса

58,94,

атомный радиус

0,125

нм.

Природный кобальт состоит

на

99,83

% из

устойчивого изото-

па

массовым числом

59.

Электронное строение

[Ar]3rf

Потенциал

ионизации

12,69 эВ.

Кристаллическая решетка

— п. г. до 420 °С с па-

раметрами

а =

0,251,

с =

0,409,

с/а

=1,63.

Плотность

8,8 т/м

. /

пл

1494°С,

;

к1

,п

2957°С.

Упругие свойства:

Е =

200

ГПа, 0 = 70 ГПа.

Электроотрицательность

1,2.

Литой кобальт марки

К2

чистотой

98 %

имеет низкие механические

свойства

при

всех температурах испытания

\1]:

lJCU

... 20 300 400 500

ог

МПл

... 127 78 98 89

% 2,5 2,5 4,6 3,4

*Г,

% 2,0 2,1 6,5 4,2

600

4,0

700

2,7

4,0

800

5,3

1,3

152

Более чистый кобальт (99,4%), закаленный с 1200"С, прочнее и

пластичней [1]:

исп

нв.

Од .

148

275

3,9

8,1

400

206

4,2

11,0

450

176

4,5

2,0

500

186

7,2

2,4

800

0,7

2,8

Примечание.

Содержание примесей

кобальте,

%: Ni 0.22, Fe

0,15,

Si 0,10, Mn 0,06, S 0.03, С 0,03, Си 0,01.

повышением чистоты кобальта

(99,99%)

прочность и пластич-

ность улучшаются [1]:

'BCD' °

—96

257

434

605

800

966

1140

а„,

МПа

1079/755

765/833

461/669

539/441

294/284

118/176

69/168

39/78

с.

13/10

18/14

16/22

20/18

38/45

47/25

9/15

10/42

Ч\

17/10

36/36

24/40

39/28

80/89

97/90

70/86

72/87

Примечания:

1. В

числителе

—

свойства

при

е-"2'10

с , в

знамена-

теле—при

2-10

с -

. 2.

Содержание примесей,

Ni<0,001, Cu<0,0001,

Fe<

<0,0013. АК0.0002, Pb<0.0001, Zn<0,0005,

0,0006,

0,0005,

0,005.

Переплав гранулированного кобальта чистотой 99,3 % сначала в

дуговой печи в среде аргона, а затем в электронно-лучевой печи позво-

лил немного уменьшить содержание примесей (табл. 67). Однако толь-

ко

слиток, выплавленный с

низкой

скоростью плавления, прокатался в

лист; остальные слитки разрушились при первом проходе через валки.

Причиной

низкой

пластичности слитков была недостаточная чистота ко-

бальта.

ТАБЛИЦА 67. ВЛИЯНИЕ

СКОРОСТИ

ПЛАВЛЕНИЯ

ПРИМЕСЕЙ

НА ТВЕРДОСТЬ ЛИТОГО КОБАЛЬТА ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ ПЛАВКИ

[1]

„,

пл

мм/ч

300

150

100*

Содержание

примесей,

%•

10»

нв

150

156

135

131

• До

электронно-лучевой плавки.

Повышение

чистоты слитков электронно-лучевого переплава (до

0,004

С,

0,0013

% О,

0,0003

% N и менее

0,0001

% Н) позволило по-

лучить кобальт, не уступающий по технологичности и пластичности ни-

келю электронно-лучевой плавки [1].

Довольно высокие свойства литой кобальт (чистотой

99,99

%) элек-

тронно-лучевой плавки имеет при 20 "С: а

=872 МПа, а

О|

2=314 МПа,

153

6 = 21%, ф = 23%; при

926°С

<т

=93 МПа, а

О2

= 62, 6 = 43% и i|>=

93%.

Примесь

серы придает кобальту красноломкость [1]. Кобальтовые

слитки,

нагретые до 1000

С в водородной печи, пластичны при ковке,

если содержание в них серы не более

0,008%;

при наличии

0,009—

0,014 % серы пластичность недостаточно хорошая. Слитки, содержащие

более 0,015 % серы, не поддаются ковке из-за образования межкристал-

литных трещин. На границах зерен литых образцов обнаружена суль-

фидная

эвтектика с температурой плавления 872

Сера понижает относительное сужение кобальта при 900 °С:

S, % ...

0,004

0,005

0,006

0,010 0,22

\j>, % ... 99 40 13 51

Для устранения вредного влияния серы рекомендуется добавлять в

кобальт марганец и магний.

Внешняя

среда оказывает существенное влияние на свойства отож-

женного кобальта марки К2 при испытании на кратковременную ползу-

честь. При испытании на

воздухе

при

800—860

С кобальт упрочнялся

быстрее, чем в

вакууме

10~

Па, вследствие окисляющего действия воз-

духа.

Испытания в скоростном воздушном потоке показали еще боль-

шее упрочнение, чем в спокойном

воздухе,

на первой стадии ползучести,

но

при этом в 3—5 раз сокращалось время до разрушения; последнее

было хрупким. Величина деформации также сокращалась в 4—5 раз по

сравнению с испытанием в спокойном

воздухе

[1].

НИКЕЛЬ

Атомный номер никеля 28, атомная масса

58,70,

атомный радиус

0,124 нм. Известно 5 стабильных изотопов. Электронное строение

[Ar]3rf

Электроотрицательность 1,2. Потенциал ионизации

7,633

эВ.

Кристаллическая решетка — г. ц. к. с параметром а=0,3524 нм. Плот-

ность 8,96 т/м

. /

л=1455°С, ^

<1Ш

= 2800

С.

Упругие

свойства £=

= 196 ГПа,

= 73 ГПа.

Пластичность никеля при 20 "С хорошо известна и не вызывает со-

мнений,

тогда

как данные о высокотемпературной пластичности у раз-

личных авторов (А. А. Пресняков и др) отличаются. Красноломкость

никеля

при

900—1000

°С объясняется развитием полиморфных превра-

щений,

связанных с процессами упорядочения изотопов с атомной мас-

сой

58, 60, 61, 62, 64 [1].

Испытания

технического никеля чистотой 99,3 % показали наличие

зоны

хрупкости при

500—900

"С:

сп'

100

200

300

400

500

600

<т

МПа

530

539

530

402

304

235

Ч\

ИСП'

700

800

900

1000

1100

1200

1300

о„,

МПа

147

137

6.%

Наилучшая пластичность наблюдалась при 1100 "С. При дальнейшем

увеличении температуры относительное сужение оставалось высоким

только благодаря пластичной сердцевине образца. Наружный слой об-

разца был покрыт довольно глубокими трещинами вследствие значи-

тельного окисления кислородом

воздуха.

Красноломкость никеля и не-

154

которое повышение его временного сопротивления при 200 °С обуслов-

лены недостаточной чистотой. Пониженная пластичность недостаточно

чистого-никеля при

700—900

°С повышается при переходе от статиче-

ских испытаний к динамическим. Это связано с уменьшением времени

воздействия атмосферного

воздуха.

Наоборот, понижение скорости испытания приводит к многочислен-

ным

межкристаллитным трещинам никеля технической чистоты при

1000°С

и к хрупкому разрушению при 600 °С без существенной местной

деформации. При 1000 "С и малой скорости растяжения (0,5 мм/ч) ви-

димые следы скольжения в зернах

отсутствуют,

наблюдается межзерен-

ная

деформация; при скорости растяжения 280 мм/ч деформация по

границам зерен частично подавляется вследствие интенсивного разви-

тия

процессов скольжения в зернах в сочетании с рекристаллизацией

деформированной структуры. Понижение скорости растяжения при

600 "С также приводит к уменьшению внутризеренного скольжения [1].

Длительность выдержки никеля перед испытанием при 1000

С не

влияет на пластичность при данной температуре. У образцов никеля

марки

НПА1, выдержанных различное время (от 0 до 150 мин), ijj =

96-н97

%. При наличии же растягивающих напряжений с увеличени-

ем времени выдержки сужение понижается, особенно заметно при

700 °С; при 1 м/с 1|з = 76 %, при 300 мм/мин 70 % и при 2 мм/мин

39 % [1]. Следовательно, для охрупчивания необходимо одновременное

воздействие растягивающих напряжений и коррозионной среды (кисло-

рода воздуха). Электронно-лучевая плавка существенно

улучшает

плас-

тичность никеля. Такой никель после деформации и отжига имеет вы-

сокую пластичность во всем исследованном интервале температур:

исп'

100

200

300

400

500

МПа

373

333

284

255

225

196

б.

ф. %

исп

600

700

800

900

1000

1050

„. МПа б, %

156

108

Ф.

100

Лишь при 500

С наблюдается некоторое понижение пластичности

вследствие использования для электронной плавки недостаточно чисто-

го никеля. На

результатах

испытаний сказалось воздействие внешней

среды, поскольку растяжение образцов при

всех

температурах произво-

дили в воздушной атмосфере. Сравнительное испытание образцов в ва-

кууме

10~

Па при 900 °С показало улучшение пластичности и неболь-

шое понижение прочности: 0„ = 45 МПа, а

г=28 МПа, 6 = 98%, г|5 =

100%.

Никель,

содержащий, %: Fe 0,25, Со 0,08, Si 0,07, О

0,008,

0,002,

0,002

и Н

0,0002,

при статическом испытании показывает ми-

нимум пластичности при 600 °С (-ф =40 %),

тогда

как при динамическом

испытании

сужение непрерывно повышается от 76 % при

—200

°С до

100% при 1300 °С[1].

Сера вызывает межкристаллитное охрупчивание никеля

даже

при

содержании

0,0006%.

Загрязнение серой происходит, в частности, при

плавлении высокочистого никеля в недостаточно чистом магнезитовом

тигле (не очищенном «промывной» плавкой никеля). Добавка 0,01 % О

не

устраняет хрупкость никеля с 0,001 % S; добавка 0,03 % Мп влияет

мало; добавка

0,025

% Mg полностью устраняет хрупкость. Чистый ни-

кель,

никель с примесью 0,01 О или с 0,03 % Мп не имеют хрупкости,

если содержание серы составляет не более

0,0005

% [!]•

155

Различное

влияние марганца и магния вызвано тем, что магний

имеет большее сродство к сере (347 кДж/моль), чем марганец

(205 кДж/моль) и никель (92 кДж/моль), а также тем, что сульфид

магния

тугоплавок. При 20 °С относительное сужение никеля (чисто-

той

99,85

%), содержащего

0,007

% С, 0,001 % N и по

0,002

% S, О и Н,

равно

80 %• При повышении температуры оно плавно возрастает и до-

стигает 100% при

650°

С. Содержание серы в никеле, применяемом а

электровакуумном производстве, должно быть не более

0,002

% [1]- При

наличии

в горячекатаном никеле

0,0074

% S относительное сужение

при

650 °С понижается до 18 % (рис. 81).

Наилучшую пластичность имеет никель электронно-лучевой плавки

(рис.

81 и 82). Такой никель отличается высокой пластичностью после

100

—

/з

~^4

500

400

300

200

100

200 400 600 800

WOO

20 200 400 600 800

WOO 1200

Рис.

81.

Влияние температуры

на

относительное сужение

(о) и

времен-

ное сопротивление

(б)

никеля различных марок

|1];

—

электронно-лучевой плавки; 2—анодного:

— листового;

4 — с

0,0074

% S

1000

ucn

°C

Рис.

82.

Влияние температуры

на

механические свойства никеля

[I]:

/—технического;

2 —

электронно-лучевой плавки

156

о о —5

Рис.

83.

Влияние температуры испытания

на

относительное сужение никеля

{1—12

—

номера плавок,

см.

табл.

G8)

отливки (при

20°С

1|з =

88,7%)

и после горячей деформации (ф=

86,4%)

вследствие малого содержания примесей, в частности менее

0,0002

% серы. Такой никель может быть прокатан вхолодную без

стжига с обжатием 96 % (табл. 68 и рис. 83).

Сера вызывает горячеломкость углеродистого никеля при 800—

1000"С

[1]. При

800"С

никель с

0,0005

% S имеет г|з = 79 %, с

0,0012

% S

il"=

11%, а с

0,0078%

-ф

= 0 %. Магний и особенно цирконий устра-

няют горячеломкость никеля, содержащего

0,003

% S.

157

Микротвердость границ зерен отожженного при

1000°С

техническо-

го никеля марки HI больше, чем микротвердость самих зерен. После

закалки

400—600

°С разница в твердости сохраняется, однако после

закалки

700—1000

С она исчезает в связи с устранением сегрегации

гримесей по границам зерен [1].

ТАБЛИЦА 68.

ХИМИЧЕСКИЙ

СОСТАВ ПЛАВОК

НИКЕЛЯ,

ТЫС. ДОЛИ %

Си

РЬ

110

120

100

110

Нет

0,3

0,2

0,3

Опытные

плавки с

0,5

1,2

2,2

4,2

7,8

примесью

серы

0,4

0,5

0,6

0,2

0,3

Нет

0,2

0,3

0,2

0,1

Опытные

плавки с

добавкой

циркония

"ел

Нет

ел

Промышленные

плавки

0,3

0,4

0,3

0,4

Нет

3,5

3,0

3,2

2,9

0,9

1,0

0,8

1,0

0,1

Нет

0,1

0,8

1,0

0,9

1,0

0,1

0,5

0,8

0,7

0,6

Повышенная

концентрация серы по границам зерен отожженного

после деформации никеля наблюдается

даже

при незначительном со-

держании серы (1—50 ч. на 1 млн.). Это приводит к повышенной твер-

дости областей по границам зерен и к межкристаллитному охрупчива-

нию

[1].

Закалка

с 850 °С и с более высокой температуры уменьшает твер-

дость границ зерен и устраняет межкристаллитную сегрегацию серы.

Однако уже при 200

С происходит постепенная концентрация серы по

границам зерен, приводящая к повышению их твердости (рис. 84).

Закалка

в жидком азоте также устраняет межкристаллитную сегре-

гацию; закаленные образцы при содержании серы до 0,001 % обладают

высокими

механическими свойствами.

Выдержка закаленных образцов при 20 °С приводит к уменьшению

пластичности (рис. 85). Никель становится хладноломким, если после

закалки

его выдержать несколько дней. Хрупкость возникает

даже

при

наличии

1 ч. серы на 1 млн. частей никеля. Это лишний раз указывает

на

возможность влияния незначительного содержания примесей, а так-

же изменения свойств никеля при 20 °С. Добавка магния (730 ч. на

млн. частей никеля) устраняет влияние серы на повышение твердости

158

границ зерен никеля; без магния и при наличии примеси серы (50 ч. на

млн. частей никеля) твердость границ зерен на 50 % выше, чем самих

зерен [1]. Добавки лантана, празеодима, церия, гафния и циркония

резко повышают относительное сужение никеля, загрязненного

0,0012

серы —с i|) = 6 % при 600

С до

\f>70

%; эффективность кальция, строн-

Рнс.

84.

Влияние длитель-

ности

нагрева

при 200 °С

на

твердость зерен

(кри-

вая

/) и их

границ (кривая

2) закаленного никеля

ч.

серы

на 1 млн.

1 НИИ

11111

•-

1 1 1

HII

I T 1111

то

юоо

г,

мин

ВО

•

по

105

\ V

2^—

10 100

Рис.

85.

Влияние концентрации серы (части

на I млн.) на

относительное

су-

жение

предел текучести закаленного (кривая

/) и

выдержанного

при 20 "С

(кривэя

никеля

ция

и титана немного меньше, а лития, алюминия, марганца и рения-

невысокая [I]:

Добавка,

—

0,05Li

O.lLi

0,027Be

0,048Be

0,02Mg

0,06Mg

0,05Ca

O.ICa

0,3Ca

Ф.

Добавка,

0,05Sr

O.lSr

0,32Mn

0,8Mn

0,05Re

O.IRe

0,02В

0,05В

0,1В

0.015A1

f, %

Добавка,

0.045A1

0.7A1

0,02La

0,05La

O.lLa

0,024Ce

0,053Ce

0,072Ce

0,02Pr

0,05Pr

Добавка,

0,1 Pr

0,012Ti

0.064Ti

0,17Ti

O.OHZr

0,022Zr

0,031Zr

0,05Hf

O.lHf

0,2Hf

Ф."

Ниже приведены температуры плавления и теплота образования

сульфидов по справочным данным:

15»

Элемент суль-

фида

'пл,

С* . . . .

Q, кДж/г-атом

серы . . . .

Элемент суль-

фида . . . .

1цл, С . . . ,

Q, кДж/г-атом

серы ....

975

448

А1

1100

242

2000

234

2125

473

2000

348

Се

2450

480

2525

470

2100

465

Sr Mn Re В

2000

1610 1100»

310**

452 210 71 79

Продолжение

Ti Zr Hf Ni

2050

2100 2150 970

218 310 314 100

• При

1100°С

разлагается. •• Сублимация при 250 "С.

При

сопоставлении приведенных выше данных о влиянии добавок

на

сужение с температурами плавления и теплотой образования суль-

фидов видно, что добавки восьми эффективных металлов

образуют

ту-

гоплавкие

л>2000°С)

сульфиды с большей теплотой образования

(400—500

кДж) на 1 r-атом серы, существенно превышающей теплоту

образования сульфида никеля (100 кДж).

Полезное

влияние небольшого количества бора связано, по-видимо-

му, с

летучестью

его сульфида

Добавки четырех малоэффективных металлов

образуют

сульфиды

со значительно меньшей температурой плавления: 975 °С у сульфида

лития,

ПОО^С — у сульфида алюминия; сульфид марганца имеет не-

сколько более высокую температуру плавления— 1610 °С.

Следует

иметь

виду,

что температуры плавления сульфидов еще не полностью опре-

деляют эффективность введения добавки, так как некоторые сульфиды

образуют

легкоплавкие эвтектики. Например, сульфид никеля с /

л =

770°С

образует с никелем эвтектику, плавящуюся при 637 °С.

Взаимодействие примеси и добавки в металле довольно сложно и

определяется диаграммой состояния металл — примесь — добавка. Упо-

мянутые выше факторы имеют основное значение, но они не единствен-

ные.

Церий в виде металла или в виде сплава с редкими землями пол-

ностью устраняет зону горячеломкости технического никеля. Оптимальное

остаточное содержание церия равно

0,02—0,025%;

меньшее содер-

жание недостаточно для устранения вредного влияния примесей, а боль-

шее уменьшает пластичность [1]. Избыток магния также вреден. Рас-

творимость его в никеле менее 0,1 %: при большем содержании обра-

зуется эвтектика. При легировании неодимом, празеодимом, церием и

лантаном они располагаются преимущественно по границам зерен ни-

келя.

При

введении добавок надо учитывать содержание вредной приме-

си

в металле. Добавку

следует

вводить без большого избытка, так как

последний вследствие малой растворимости в основном металле, низкой

температуры плавления и др. может оказаться по границам его зерен и

тем самым вызвать красноломкость.

Насыщение

никеля водородом приводит к хрупкому межкристал-

лнтному разрушению при испытании на растяжение; относительное

удлинение чистого никеля при 20 °С не зависит от скорости деформации,

тогда

как удлинение наводороженного никеля уменьшается с ее пони-

жением [1].

Вредными примесями являются также висмут, свинец и сурьма

(табл. 69). Они вызывают межкристаллитное разрушение вследствие

сегрегации их по границам зерен. Разрушение исходного никеля (чис-