Колесник П.А., Кланица В.С. Материаловедение на автомобильном транспорте

Подождите немного. Документ загружается.

атомов в процессе кристаллизации, а также наличие примесей и

других несовершенств в результате механических воздействий.

Точечные дефекты возникают тогда, когда отдельные атомы

(ионы) покидают свои места в узлах кристаллической решетки и

переходят или в междоузлие, или на поверхность кристалла, остав

ляя в решетке незаполненный узел — вакансию. Точечные меж-

доузельные примесные несовершенства оказывают большое влияние

на механические характеристики металлов. В междоузлие могут

попасть лишь микрочастицы небольших размеров, такие как ато

мы водорода, углерода, кислорода, азота.

Линейные дефекты кристалла — это такие несовершенства, как

дислокации, цепочки межузельных атомов, цепочки вакансий,

которые являются более сложным нарушением структуры крис

талла и связаны с отклонением места положения целой группы

частиц, расположенных вдоль какой-либо воображаемой линии в

кристалле. Деформация кристалла обычно совершается за счет

движения дислокаций в его объеме.

Поверхностные дефекты кристалла представляют собой еще

более сложный вид несовершенства кристаллической решетки, в

результате которого изменяется форма границ кристаллов и струк

тура металлов представляет собой зерна, ориентированные про

извольным образом.

Наличие в реальных кристаллах дислокаций и вакансий сни

жает прочность металла по сравнению с теоретической.

Реальным кристаллам присуща анизотропия, т. е. изменение их

механических и других свойств в разных направлениях приложе

ния силы, связанное с тем, что в разных плоскостях кристалли

ческой решетки атомы расположены с неодинаковой плотностью.

Но поскольку металл состоит из большого количества анизотроп

ных кристаллов, сориентированных по-разному, его свойства во

всех направлениях оказываются практически одинаковыми (усред

ненными). Это явление называется квазиизотропией.

В жидком агрегатном состоянии свободная энергия молекул

(атомов или ионов) выше, чем у твердого металла, поэтому ха

рактер движения частиц жидкости иной — упорядоченное распо

ложение частиц наблюдается лишь в небольших частях объема и в

течение только малого промежутка времени.

В результате характерной специфической особенностью жид

кости является текучесть, обусловленная статистическими тепло

выми перескоками молекул из одного положения равновесия в

другое. В жидкости обеспечивается так называемый ближний поря

док. В условиях земного тяготения вещества в жидком состоянии

занимают форму сосуда, в котором они находятся, в условиях

невесомости — форму шара.

В газообразном агрегатном состоянии кинетическая энер

гия частиц максимальна, а энергия их взаимодействия минималь

на, поэтому наблюдается хаотическое движение частиц и стрем

ление занять весь предоставленный объем.

В плазменное агрегатное состояние газ переходит при на

греве до температур, как правило, превышающих десятки тысяч

градусов. Плазма обладает элекгронно-ионной проводимостью, ее

частицы имеют кинетическую и потенциальную энергию выше,

чем у газов, а при наложении магнитного и электромагнитного

полей большой напряженности движение частиц в плазме стано

вится направленным и управляемым.

1.2. Кристаллизация металлов

Кристаллизацией называется процесс образования кристаллов

при изменении агрегатного состояния металлов (сплавов) из жидко

го в твердое — это первичная кристаллизация, в течение которой

формируется кристаллическая решетка. В процессе остывания уже

затвердевших сплавов возможна вторичная кристаллизация — это

перекристаллизация из одной модификации в другую, распад твер

дых растворов, распад или образование химических соединений.

Основы кристаллизации разработаны русским ученым Д. К. Чер

новым (1839—1921), который впервые доказал, что сталь являет

ся кристаллическим телом, и основал теорию последовательной

г д е

Рис. 1.4. Схема процесса кристаллизации:

а—е — последовательные этапы процесса

кристаллизации в две стадии: 1) образование мельчайших частиц

кристаллов (зародышей или центров кристаллизации); 2) рост

кристаллов вокруг этих центров. Схематично процесс кристалли

зации показан на рис. 1.4 — на площади, ограниченной квадрата

ми а—е, изображены последовательные этапы зарождения пер

вичных центров кристаллизации в условиях переохлаждения жид

кого сплава и дальнейшего роста зародышей кристаллов за счет

атомов жидкой фазы. Отмечается послойный рост граней кристаллов

до момента их соприкосновения, в результате чего нарушается пра

вильная форма кристаллов. По окончании процесса кристаллиза

ции образуется структура сплава в виде зерен (см. рис. 1.4, е) —

кристаллов с неправильной геометрической формой, называемых

кристаллитами.

Величина зерен зависит от числа зародышей кристаллизации и

скорости их роста. На рис. 1.5 схематично показано влияние скоро

сти охлаждения (а—в) на возникновение центров кристаллиза

ции (/) и величину зерен (II). Если скорость охлаждения мала, то

число возникающих и растущих зародышей невелико и в конце

кристаллизации формируются структуры из крупных зерен. При

большой скорости охлаждения число одновременно развивающих

ся центров кристаллизации, а следовательно, и число зерен воз

растает и в конце кристаллизации они оказываются меньше, чем

в первом случае. Это можно на

блюдать на практике — в тонких

сечениях литых деталей структу

ра стали мелкозернистая, так

как здесь происходит более бы

строе охлаждение, чем в тол

стых сечениях. Чем мельче зер

на, тем выше прочность и осо

бенно вязкость металла.

Чтобы сделать зерно мелким,

в металл вводят специальные

вещества — модификаторы. На

пример, в жидкую сталь при ее

разливке добавляют порошок

железа или частицы тугоплав

ких оксидов, которые являются

Рис. 1.5. Влияние скорости охлаж

дения на процесс кристаллизации:

а — медленное охлаждение; б — ус

коренное охлаждение; в — быстрое ох

лаждение; / — возникновение центров

кристаллизации; II — изменение вели

чины зерен

\ Центры

кристаллизации

готовыми центрами кристаллизации. Процесс искусственного ре

гулирования величины зерен получил название модифицирования.

Кристаллизация начинается при достижении некоторого пре

дельного условия, когда практически мгновенно возникает мно

жество мелких кристалликов — центров кристаллизации. Зарож

дающийся кристаллик имеет форму с правильной огранкой, опре

деляемой типом кристаллической решетки конкретного твердого

металла. При этом гранями кристалла являются плоскости с наи

большей плотностью упаковки атомов (для сплавов на основе

железа это гране- или объемно-центрированная кубическая ре

шетка). Рост граней происходит послойно, края незавершенных

атомных слоев (ступени) при росте движутся вдоль грани.

В реальных производственных условиях правильный идеальный

рост кристалла не выдерживается из-за особенностей теплоотвода.

В итоге это приводит к формированию окончательной структуры

сплава из зерен (кристаллитов) самого разнообразного вида. Разли

чают структуры пластинчатые, игольчатые, многогранные, ске

летные, дендритные и др. В частности, Д. К. Чернов первый об

наружил и описал дендритную (древовидную) структуру стали.

Особенность формирования ветвистой, наподобие дерева, фор

мы кристалла, характерная, например, для литейных сталей и

некоторых металлов (Си, Ag, Аи), заключается в том, что сначала

образуются так называемые оси первого порядка

1 (рис. 1.6), за

тем от них под определенными углами начинают формироваться

оси второго порядка 2, далее от них растут оси третьего порядка 3

и т. д. В результате такого процесса вырастает древовидный кристал

лит (дендрит). Процесс кристаллизации идет избирательно, т.е. к

растущему кристаллу присоединяются атомы металла, а примеси

оттесняются, образуя оболочку, богатую загрязнениями, что за

трудняет рост оси в поперечном

направлении, тем самым уско

ряется их направленный рост.

Жидкий металл, который затвер

девает в междендритном про

странстве в последнюю очередь,

содержит большее количество

примесей, чем уже затвердев

ший металл. Таким образом, в

Рис. 1.6. Схема дендритной кристал

лизации:

1, 2, 3 — соответственно оси первого,

второго и третьего порядков

Рис. 1.7. Кривая охлаждения при

кристаллизации:

А — точка начала кристаллизации; Б —

точка конца кристаллизации; t — тем

пература; т — время; tK — равновес

ная температура кристаллизации

жидком межосном пространстве

накапливаются примеси и загряз

нения. В результате в объеме от

дельно взятого кристаллита (ден

дрита) наблюдается неоднород

ность химического состава — так

называемая внутрикристаллит-

ная или дендритная ликвация'.

После горячей механической

обработки (ковки, прокатки и

прессовки) дендриты вытягива

ются вдоль направления течения

металла и образуют волокна, ко

торые при наилучшем располо

жении распределяются вдоль

контура изделия. Это оказывает

положительное влияние на его

механические свойства.

От структуры (строения) ме

таллов и сплавов зависят их ме

ханические и технологические свойства. Структура изучается на

блюдением без увеличения или при небольшом увеличении через

лупу (макроскопический анализ), наблюдением с помощью

металлографического микроскопа: светового (можно изучать кри

сталлиты размером до 0,2 мкм) или электронного (видны части

цы размером 0,5... 1 нм) (микроскопический анализ).

Кроме того, используется ставший классическим термичес

кий анализ путем построения кривых охлаждения с выявлением

критических точек при нагревании и охлаждении металлов и спла

вов, а далее создания диаграмм состояния сплавов в координатах

температура—состав.

Для построения кривых охлаждения и определения температу

ры кристаллизации металла термическим методом используют

термоэлектрический пирометр, состоящий из термопары и галь

ванометра. Термопару помещают в расплав металла и по величине

термоЭДС измеряют температуру охлаждения через определенные

проме^уИкй времени, получая таким образом кривую охлаждения.

На теоретической кривой охлаждения, имеющей вид, пока

занный Йа рис. 1.7, при охлаждении начало кристаллизации (точ

ка А) совпадает с равновесной температурой кристаллизации tK.

Далее процесс кристаллизации до его окончания (точка Б) про

ходит* при постоянной температуре, так как отвод теплоты ком

пенсируется выделяющейся скрытой теплотой кристаллизации.

1 Таким образом, ликвация — то же, что сегрегация, — неоднородность

сплава по химическому составу.

£4

По окончании процесса кристаллизации температура вновь начи

нает понижаться. В реальных условиях затвердевание металла про

исходит при более низкой температуре, чем равновесная /к.

1.3. Основы теории металлических сплавов

Металлы в чистом виде не обеспечивают требуемых механи

ческих и технологических свойств. Поэтому в большинстве случа

ев в технике используют металлические сплавы, получаемые в

основном сплавлением при высоких температурах двух и более

составляющих (компонентов сплава). Другие способы получения

сплавов — спекание, электролиз, конденсация (сгущение), воз

гонка — применяются значительно реже. По числу компонентов

сплавы делят на двойные, тройные и т.д.

В жидком состоянии сплавы представляют собой жидкий раствор.

В твердом виде структура сплавов зависит от характера взаимодей

ствия их компонентов и может представлять собой механическую

смесь, химические соединения или твердый раствор. Механиче

ские и физические свойства любого сплава определяются типом

взаимодействия его компонентов и их исходными свойствами.

, Сплавы, являющиеся по природе механической смесью, неодно

родны по составу, в твердом состоянии их структура представляет

собой мельчайшую смесь кристаллитов компонентов, которые в

жидком состоянии могут иметь полную взаимную растворимость.

Свойства такого сплава получаются усредненными по сравне

нию со свойствами компонентов, которые его образуют, а рент

геноструктурный анализ устанавливает наличие в сплаве кристал

лических решеток всех его компонентов.

Химическое соединение может образовываться в металлических

сплавах как между металлами, так и между металлами и неметал

лами — компонентами системы, и, главное, характеризуется об

разованием новой кристаллической решетки с упорядоченным

расположением в ней атомов компонентов. При этом новая ре

шетка значительно отличается от решеток компонентов, и свой

ства сплава при этом существенно иные. Химическое соединение

образуется при строгом массовом соотношении компонентов в

соответствии с его стехиометрической формулой. Важно отметить,

что химические соединения обычно тугоплавки, тверды, стати

чески прочны и нередко хрупки.

Твердый раствор отличается от механической смеси и хими

ческого соединения тем, что наследует кристаллическую решетку

металла-растворителя, в которой атомы растворимого вещества

замещают атомы растворителя или внедряются в нее. В отличие от

химического соединения такой сплав существует в широком ин

тервале концентраций компонентов, причем компоненты способ-

ны растворяться один в другом

в твердом состоянии. Твердые

растворы по расположению ато

мов в кристаллической решет

ке подразделяются на растворы

внедрения и замещения. 6 твер

дом растворе внедрения ато

мы растворенного компонента

(рис. 1.8, а, черные точки) за

нимают место между узлами

кристаллической решетки ме

талла-растворителя. В твердом

растворе замещения атомы раст

воренного компонента (рис. 1.8, б, черные точки) частично заме

щают в узлах атомы металла-растворителя.

Твердые растворы внедрения всегда являются ограниченными,

т. е. имеют ограниченную область концентрации компонентов, а

твердые растворы замещения могут иметь как ограниченную, так

и неограниченную области концентрации компонентов, т.е. мо

гут быть как ограниченными, так и неограниченными.

Для изучения свойств сплавов, определения температур нача

ла и конца плавления или затвердевания, выяснения структуры

сплавов, а также разработки технологии термической обработки

деталей из сплавов пользуются диаграммами состояния сплавов.

Такие диаграммы дают возможность судить о всех изменениях

строения и свойств сплавов, происходящих в зависимости от из

менения температуры и концентрации компонентов. По характе

ру взаимодействия компонентов в сплавах различают следующие

основные типы диаграмм состояния:

• диаграмма состояния сплавов из компонентов, которые в жид

ком состоянии растворяются неограниченно и практически не

растворимы один в другом в твердом состоянии, т. е. при затвер

девании образуется механическая смесь, — диаграмма I типа;

• диаграмма состояния сплавов из компонентов, которые рас

творяются неограниченно (полностью) как в жидком, так и в

твердом состояниях, — диаграмма

II типа, образуя твердые рас

творы замещения;

• диаграмма состояния для сплавов с ограниченной раствори

мостью компонентов в твердом состоянии — диаграмма III типа;

• диаграмма состояния для сплавов с устойчивым химическим

соединением — диаграмма IV типа.

Для сплавов, состоящих из двух компонентов Ку и К2, диа

грамму состояния строят в координатах температура—состав

сплава.

По оси ординат откладывают температуру t (рис. 1.9), по оси

абсцисс — содержание компонентов. Крайние точки на оси абс

ш х п

—о— —о-

—?—?—г* ~т

Рис. 1.8. Схема расположения ато

мов в кристаллической решетке

твердых растворов:

а — раствор внедрения; б — раствор

замещения

к.

цисс соответствуют 100 % их со- t, °Cf f t, 'С

держания, а промежуточные точ

ки — соответствующему (указан

ному на шкале) содержанию.

Например, для диаграммы на к

рис. 1.9 точка А

соответствует

‘о '

ioo

сплаву, состоящему ИЗ КОМПО- Содержание.^, %

нентов К2 (20%) и Кх (80%),

точка Б соответствует сплаву со- Рис. 1.9. Схема координат при по

става — 60 % К2 и 40 % К\ и т.д. строении диаграммы состояния

Для построения диаграммы сплавов двух компонентов К\ и К2:

СОСТОЯНИЯ выплавляют серию А, Б — два варианта сплавов

сплавов с разным содержанием

компонентов и,для каждого из сплавов термическим методом оп

ределяют кривую охлаждения. Полученные критические точки

наносят на координатную плоскость и по ним строят диаграмму.

Диаграмму состояния I типа рассмотрим на примере сплавов

свинец—сурьма (Pb—Sb). К ним относятся все сплавы, получа

емые из чистых свинца (100 % РЬ) и сурьмы (100 % Sb). Ограни

чимся рассмотрением кривых охлаждения для чистых металлов

(рис. 1.10, а, е) и трех сплавов с содержанием сурьмы 5, 13 и 40 %

(рис. 1.10, б, в, д).

Характерной особенностью кривых охлаждения на рис. 1.10, а,

в и е является наличие горизонтального участка, соответствую

щего критической температуре, которая определяет температуру

затвердевания t3 данного металла. В этих случаях состав оставшего

ся жидкого металла совпадает с составом, образующимся при

кристаллизации сплава. Так, для чистых металлов свинца и сурь

мы /3 составляет 327 и 631 °С (см. рис. 1.10, а и ё). Для сплава

состава 87 % РЬ и 13 % Sb (см. рис. 1.10, в) t3 = 246 °С.

Таким образом, при данной температуре кристаллизация свинца

и сурьмы происходит одновременно, и образуется механическая

смесь кристаллов свинца и сурьмы, называемая эвтектикой. (Слово

«эвтектика» в переводе с греческого означает «легкоплавящий-

ся».) Температура, при которой образуется эвтектика, называ

ется эвтектической, а сплав, называемый эвтектическим, ха

рактеризуется определенным процентным составом компонен

тов и всегда имеет наиболее низкую температуру плавления по

сравнению с другими сплавами этой системы. В данном случае

весь эвтектический сплав расплавится при постоянной темпера

туре tm = 246 °С.

Для двух других сплавов (см. рис. 1.10, б и д) отмечаются свои

две критические точки 1 и 2, которые в отличие от эвтектики

характеризуют затвердевание сплава в интервале темпера

тур, указанных на кривых охлаждения. Замедление охлаждения в

процессе кристаллизации на участке между точками 1 и 2 проис-

оо

а б в г д е

Рис. 1.10. Кривые охлаждения и структуры (я, б, в, д, е), а также диаграмма состояния (г) сплавов свинец—сурьма:

1 — температура ликвидуса; 2 — температура солидуса; АСВ — линия ликвидуса; ВСЕ — линия солидуса; Ж — жидкость;

Эвт. — эвтектика; РЬ (ж.), Sb (тв.) — агрегатное состояние, соответственно жидкое для свинца и твердое для сурьмы

ходило вследствие выделения теплоты кристаллизации, а гори

зонтальный участок отсутствует вследствие несовпадения состава

в жидком виде с составом твердого сплава, так как за счет крис

таллизации одного из компонентов сплава жидкий металл обога

щается другим компонентом.

Температура, соответствующая точке 1, является температурой

начала затвердевания сплава и называется температурой ликви

дуса (от англ. liquidus — жидкий). Температура в точке 2 является

температурой конца затвердевания и называется температурой со

лидуса (от англ. solidus — твердый). Характерным для этих сплавов

является окончание затвердевания при температуре 246 °С, т. е. по

достижении эвтектического состава. Поэтому в сплавах доэвтек-

тического состава (см. рис. 1.10, б), имеющих избыток свинца про

тив его количества в эвтектике, происходит выделение наряду с

эвтектикой кристаллов чистого свинца при снижении темпера

туры от 300 до 246 °С. В то же время в сплавах заэвтектического

состава (см. рис. 1.10, д) имеется избыток сурьмы, поэтому в ин

тервале температур 395... 246 °С происходит выделение кристал

лов сурьмы и после затвердевания получается структура, содер

жащая сурьму и эвтектику (свинец + сурьма) (см. на диаграмме

область Sb + Эвт.).

Если температуры затвердевания с кривых охлаждения пере

нести на график с координатами температура—концентрация ком

понентов и соединить полученные точки между собой, то получим

диаграмму состояния сплавов свинец—сурьма (см. рис. 1.10, г).

На этой диаграмме линия АС В характеризует начало затвердева

ния сплавов и называется линией ликвидуса. При температурах выше

этой линии все сплавы находятся в жидком состоянии. Линия DCE

показывает температуры конца затвердения и называется линией

солидуса. При температурах ниже этой линии все сплавы находят

ся в твердом состоянии, а выше до линии АСВ — в твердожидком.

При изменении температуры по линии А С из жидкого сплава

выделяется избыток кристаллов свинца, а по линии СВ — избы

ток кристаллов сурьмы.

Линия солидуса DCE определяет температуру образования эв

тектики во всех сплавах свинец—сурьма, причем состав только одно

го сплава в точке С соответствует чистой эвтектике (13 % Sb +

+ 87 % РЬ). Все сплавы левее точки С (доэвтектические) содержат

свинец и эвтектику (РЬ + Эвт.), а правее (заэвтектические) —

сурьму и эвтектику (Sb + Эвт.).

Диаграмму состояния II типа рассмотрим на примере сплава

медь—никель (Си—Ni). Если взять несколько медно-никелевых

сплавов с разным процентным содержанием компонентов и по

лучить для них кривые охлаждения подобно сплавам Pb—Sb, то

по найденным критическим точкам также можно построить диаг

рамму состояния.