Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение

Подождите немного. Документ загружается.

понижением температуры Р-твердый раствор распадается вследствие

ограниченной

растворимости компонентов в ое-модификации. Линии ас

сЬ соответствуют температурам начала распада Р-твердого раствора.

При

температурах ниже линии ас в равновесии находятся кристаллы

твердых растворов р и а, состав которых определяется линиями ас ф-фаза)

ad (а-фаза).

При

температурах ниже линии be в равновесии находятся р- и ос'-фазы.

Состав Р-твердого раствора при понижении температуры изменяется по

линии

сЬ, а а-фазы по линии be. По достижении изотермы dee твердый рас-

твор, состав которого отвечает точке с (РД при постоянной температуре

распадается (с = 0): Р

-> о^ + а!

(эвтектоид).

Распад Р-раствора на смесь

двух

фаз а и а' может быть описан анало-

гично эвтектическому превращению, но в этом

случае

исходной фазой бу-

дет твердый раствор (а не жидкость, как это встречается при эвтектиче-

ском

превращении). Подобное превращение в отличие от эвтектического

называют

эвтектоидным,

а смесь полученных кристаллов (а +

а) —

эвтоктоидом.

Сплавы, расположенные левее точки с, называются

доэвтектоидными; сплав, отвечающий точке с, - эвтектоидным, а сплавы,

лежащие правее точки с, - заэвтектоидными.

Линия

df указывает на изменение предельной растворимости компонен-

та В в а-модификации компонента А в зависимости от температуры, а ли-

ния

ек — компонента А в а-модификации компонента В.

Распад твердого раствора может происходить и в условиях больших

степеней переохлаждения. Чем больше степень переохлаждения, тем мень-

ше

будет

количество избыточных фаз (а или а') и больше эвтектоида.

В области, очерченной линиями Ь'са' (рис. 46, а), избыточные фазы выде-

ляться не

будут.

В этой области образуется только квазиэвтектоид, ко-

торый отличается от эвтектоида непостоянством своей концентрации.

В доэвтектоидных сплавах квазиэвтектоид обеднен компонентом В относи-

тельно равновесного содержания (см. рис. 46,6, точка с), а в заэвтек-

тоидных сплавах обогащен компонентом В.

Строение

эвтектоида всегда тоньше, чем эвтектики. Чем больше сте-

пень

переохлаждения Р-твердого раствора, тем дисперснее фазы, образую-

щие

эвтектоид.

Изменяя

степень дисперсности фаз в эвтектоиде, можно

широких пределах менять механические и физические свойства сплавов.

При

переохлаждении Р-твердого раствора до низких температур проте-

кает сдвиговое мартенситное превращение. В результате мартенситного

превращения,

особенно в сталях, сильно повышается твердость. В связи

этим нагрев стали до температур, соответствующих области стабильного

Р-твердого раствора, и последующее быстрое охлаждение для получения

структуры мартенсит также называют закалкой.

9. ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ,

СТРОЕНИЕ

СВОЙСТВА СПЛАВОВ

Между составом и структурой сплава, определяемой типом диаграммы со-

стояния

и свойствами сплава, как показал Н. С. Курнаков,

существует

определенная зависимость (рис. 47). При образовании непрерывного ряда

твердых растворов свойства (твердость, электропроводность и др.) изме-

няются

по криволинейной зависимости (рис. 47).

Рис.

47. Схема зависимости свойств сплавов от типа

диаграммы

состояния (р — удельное

электросопротивление; НВ — твердость)

Образование

твердых

растворов

всегда

сопровождается

(рис.

47,

а) зна-

чительным увеличением электрического сопротивления

уменьшением

температурного коэффициента электросопротивления.

В сплавах

ограниченной растворимостью свойства

при

концентра-

циях, отвечающих однофазному

твердому

раствору, изменяются

по

криво-

линейной

зависимости,

двухфазной области —

по

прямой

(см. рис.

47,6).

Крайние

точки

на

прямой являются свойствами предельно насыщенных

твердых

растворов.

При

образовании механической смеси, например

а +

Р-фаз, некоторые

свойства (твердость, прочность, электропроводность

и др.)

представляют

собой средние

из

свойств

фаз,

образующих смесь.

При

концентрации, соответствующей химическому соединению

(рис.

47, в), отмечается характерный перелом

на

кривой свойств (сингулярная

точка).

Это объясняется тем, что химические соединения обладают индиви-

дуальными свойствами, обычно резко отличающимися от свойств обра-

зующих их компонентов.

А. А. Бочвар показал, что

существует

определенная связь

между

диаг-

раммой состояния и литейными свойствами.

Сплавы

— твердые растворы, имеют низкие литейные свойства (плохая

жидкотекучесть, склонны к образованию рассеянной пористости и тре-

щинам).

Для получения высоких литейных свойств концентрация компо-

нентов

в литейных сплавах должна превышать их максимальную раство-

римость в твердом состоянии и приближаться к эвтектическому составу

(см.

рис. 47, б). Эвтектические сплавы обладают хорошей жидкотекучестью,

усадка в них проявляется в виде концентрированной раковины. Сплавы,

находящиеся в области однородных твердых растворов, пластичны и по-

этому хорошо прокатываются, куются, прессуются и т. д. Пластичность

сильно

снижается при появлении в

структуре

эвтектики, поэтому в дефор-

мируемых сплавах максимальная растворимость при эвтектической темпе-

ратуре

является верхним пределом содержания компонентов (см. рис. 47, б).

10.

ПОНЯТИЕ

О ДИАГРАММАХ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СПЛАВОВ

Диаграмма состояния тройных сплавов имеет вид трехгранной призмы.

Основанием

призмы служит равносторонний треугольник, который ука-

зывает концентрацию компонентов. Этот треугольник называют

концентра-

ционным.

Компоненты,

образующие сплав, указывают в вершинах треугольника,

двойные сплавы — на сторонах треугольника, а тройные сплавы — точками

внутри треугольника.

Для определения состава тройного сплава используют свойство равно-

стороннего треугольника: если через

любую

точку внутри треугольника,

например

М (рис. 48,

а),

провести прямые, параллельные сторонам, то сум-

ма отрезков а, Ъ, с, отсеченных на сторонах, равна стороне треугольника

{а + Ь + с = АВ = ВС = С А).

За

100% одного из компонентов принимают сторону треугольника. Для

определения состава сплава, соответствующего, например, точке М, поль-

у/\\

Рис.

48. Концентрационные треугольники тронной системы А-В-С

а)

треугольника,

нетрудно

Рве.

49. Диаграмма состояния тройных

сплавов с неограниченной растворимостью

компонентов в жидком и твердом состояниях

(а)

кривая

охлаждения сплава / (б)

зуются отрезками

Mh, Mk и Mg,

равными

соответственно отрезкам

а,

Ъ и с.

Концентрации отсчиты-

вают

по часовой стрелке. Тогда

от-

резок

соответствует

содержанию

компонента

А,

отрезок Ъ — содер-

жанию компонента

и отрезок

с —

содержанию компонента

Пользуясь свойствами равно-

показать

следующие закономер-

стороннего

ности;

все

сплавы, состав которых характеризуется прямыми, соединяющи-

ми

вершины треугольника

противолежащей стороной, имеют постоянное

соотношение

компонентов, указанных

других

двух

вершинах треугольни-

ка;

например,

для

сплавов

на

прямой

количественное отношение

ком-

понентов

А и С

остается постоянным

(рис.

48,6);

все

сплавы

на

прямых, являющихся высотами треугольника

(рис.

48, б), имеют постоянное содержание

двух

компонентов, указанных

в вер-

шинах, лежащих

по обе

стороны

от

этой высоты; например,

сплавах,

со-

став которых указан высотой

BD,

содержание компонента

равно содер-

жанию компонента

С;

3) сплавы

на

прямой, параллельной одной

из

сторон треугольника,

имеют одинаковое содержание компонента, против вершины которого

на-

ходится

эта

прямая;

частности, сплавы

на

прямой

аЬ

(рис.

48,6)

содержат

одинаковое количество компонента

В.

Температуры откладывают

по

высоте призмы.

связи

этим

для ука-

зания

фаз и

структуры

тройного сплава

зависимости

от

концентрации

температуры необходимо пространственное изображение соответствую-

щей

диаграммы.

Для получения диаграммы состояния тройных сплавов сначала строят

(как

и для

двойных сплавов) кривые охлаждения

координатах температу-

ра — время.

Эти

сплавы отмечают точками

концентрационном

треуголь-

нике;

из них

восстанавливают перпендикуляры,

на

которых

при

соответ-

ствующих

температурах

откладывают критические точки. Через

эти

точки

проводят поверхности (вместо линий

на

диаграммах двойных

сплавов).

Общий

вид

тройных диаграмм состояния определяется характером

двойных систем, образующих

их

боковые грани

(рис. 49) и

характеризую-

щих взаимодействие компонентов

разной

их

комбинации.

Тройная

диаграмма состояния

неограниченной растворимостью

ком-

понентов

жидком

твердом состояниях приведена

на рис. 49.

Начало

кристаллизации

тройных сплавов

соответствует

температурам, лежащим

на

поверхности ликвидуса. Окончание кристаллизации тройных ос-твердых

растворов

соответствует

температурам, образующим поверхность

со-

лидуса.

В (800)

75оА

700/ ,

А \

600/ |\ <

/1 1 '

' \\\

\\S50

1^у

.11

V900

9SO

\\\

А(вОО)

650 750 850 950

С(1000)

Рис.

50. Изотермические сеченая тройной диаграммы с неограниченной растворимостью:

а — проекция линий ликвидуса и солидуса изотермического сечения; 6 - проекции изотерм

поверхностей ликвидуса и солидуса сечения на концентрационный треугольник (

начало кристаллизации, -• — •_• — конец кристаллизации)

Выше поверхности ликвидус сплавы находятся в жидком состоянии.

В интервале температур

между

поверхностью ликвидус и солидус

будет

двухфазное состояние Ж + а. При температурах ниже поверхности солидус

существует

только тройной а-твердый раствор.

На

рис. 49,6 показана кривая охлаждения для сплава 1. В интервале

температур t

— f

число степеней свободы С = 3 —

2+1=2.

Следователь-

но,

в двухфазной области тройной системы (между поверхностями ликви-

дуса

и солидуса) можно одновременно менять и температуру и состав

одной

из фаз (твердого а или жидкого Ж раствора), не меняя числа фаз

системе.

Превращения

в тройных сплавах удобнее наблюдать не по простран-

ственной

диаграмме, а по сечениям (разрезам) этих диаграмм.

Применяют

следующие виды сечения пространственных диаграмм

тройных сплавов:

1) горизонтальные, которые проводят в виде изотермических сечений,

указывающих фазовый и структурный состав для всех сплавов при опреде-

й'

т+а.

^"—Г

D £

в)

Рис.

51. Политермнческис сечения тройной диаграммы с неограниченной растворимостью:

а — следы

двух

вертикальных разрезов на концентрационном треугольнике; б, в — вертикаль-

ные

сечения

ленной

температуре, или в виде проекции отдельных поверхностей и линий

на

горизонтальную плоскость (концентрационный треугольник);

2) вертикальные (полиметрические), широко используемые при изучении

тройных сплавов.

Горизонтальный разрез тройной диаграммы сплавов - твердых раство-

ров показан на рис. 50, а. Плоскость

А'В'С,

параллельная плоскости кон-

центрационного

треугольника, пересекает поверхность ликвидус по кривой

ab, а поверхность солидус по кривой «/. Полученные кривые называют со-

ответственно изотермами ликвидуса и солидуса, их проектируют на кон-

центрационный

треугольник (линии а'Ь' и с'сГ) и около указывают соответ-

ствующие им температуры. Если нанести на концентрационный треуголь-

ник

проекции линий ликвидуса и солидуса для нескольких температур, то

можно

получить сведения о температурах начала и конца кристаллизации

для всех сплавов системы (рис. 50,6).

На

рис, 51, а показаны следы сечения тройной диаграммы, двумя верти-

кальными

плоскостями, а на рис. 51, б и в - соответствующие разрезы.

Следует

иметь в

виду,

что для сплавов, соответствующих плоскости разре-

за, составы фаз, находящихся в равновесии в двухфазной области, не

могут

быть определены с помощью этого разреза, так как они обычно лежат вне

его. Нельзя определить и количественное соотношение фаз для двухфазной

области.

Однако

политермические разрезы

дают

возможность определить тем-

пературы начала и конца фазовых превращений в сплавах, соответствую-

щих разрезу (например, точки t

и г

для сплава 1 на рис. 51, в, отвечающие

температурам начала и конца кристаллизации).

ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ

Шеа

И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА

Под

механическими свойствами понимают характеристики, определяющие

поведение металла (или

другого

материала) под действием приложенных

внешних механических сил. К механическим свойствам металла обычно

относят прочность, под которой понимают сопротивление металла (спла-

ва) деформации и разрушению и пластичность, т. е. способность металла

остаточной деформации (остающейся после удаления деформирующих

сил) без разрушения.

результате

механических испытаний

получают

числовые значения ме-

ханических свойств, т. е. значения напряжений или деформаций, при ко-

торых происходят изменения физического и механического состояний

материала.

1. ВИДЫ НАПРЯЖЕНИЙ

Деформацией называется изменение размеров и формы

тела

под дей-

ствием приложенных сил. Деформация вызывается действием внешних сил,

приложенных к

телу,

или различными физико-механическими процессами,

возникающими в самом

теле

(например, изменением объема отдельных

кристаллитов при фазовых превращениях или вследствие температурного

градиента).

Возникающие при этом напряжения в

случае

одноосного растяжения

имеют вид сг = P/F (кгс/мм

) *.

Сила Р, приложенная к некоторой площадке F, обычно не перпендику-

лярна

к ней, а направлена под некоторым

углом,

поэтому в

теле

возни-

кают нормальные и касательные напряжения (рис. 52, а). Нормальные на-

пряжения

подразделяют на растягивающие (положительные) и сжимающие

(отрицательные).

Наличие в испытуемом образце (изделии) механических надрезов, тре-

щин,

внутренних дефектов металла (металлургического, технологического

или

эксплуатационного происхождения), сквозных отверстий, резких пере-

ходов

от толстого к тонкому сечению и т. д. приводит к неравномерному

распределению напряжений, создавая у основания надреза пиковую кон-

центрацию нормальных напряжений (рис. 52, б). В связи с этим такие ис-

точники

концентрации напряжений называют

концентраторами

напряже-

ний. Пик напряжений (ст

) тем больше, чем меньше

радиус

(острие)

концентратора напряжения, поэтому все конструкционные концентраторы

• Понятие напряжение введено для оценки величины нагрузки, не зависящей от размеров

деформируемого тела. В системе СИ напряжения выражаются в ньютонах или меганьютонах

на

(1 кгс/мм

9,8-10

Н/м

= 9,8

МН/м

я=

МН/м

а)

Рис.

52. Образование нормальных а и касательных х напряжений при приложении силы Р

площади F(a) и эпюры растягивающих напряжений при различных концентраторах напря-

жений

— номинальное (среднее) напряжение (штриховая линия); с>

— максимальное напряжение

напряжений

нужно выполнять

должными закруглениями.

Так как

напря-

жения

вызываются разными причинами,

то

различают временные напря-

жения,

обусловленные действием внешней нагрузки

исчезающие после

ее

снятия,

внутренние напряжения, возникающие

уравновешивающиеся

пределах тела

без

действия внешней нагрузки.

Внутренние напряжения наиболее часто возникают

процессе быстрого

нагрева

или

охлаждения металла вследствие неоднородного расширения

(сжатия) поверхностных

внутренних слоев.

Эти

напряжения называют

тепловыми.

Кроме того, напряжения возникают

процессе кристаллиза-

ции,

при

неоднородной деформации,

при

термической обработке вслед-

ствие неоднородного протекания структурных превращений

по

объему

т. д. Их

называют

фазовыми или

структурными.

Внутренние напряжения

различают

и по

другому

признаку

(как

предложил

Н. Н.

Давиденков).

Напряжения

рода, уравновешивающиеся

объеме всего тела

или от-

дельных

его

макрочастей (макронапряжения), возникают

результате

тех-

нологических процессов, которым подвергают деталь

процессе

ее

изгото-

вления.

Напряжения

рода, уравновешивающиеся

объеме зерна

(кристаллита),

или

нескольких блоков (субзерен) возникают

процессе

фа-

зовых превращений

деформации металла, когда разные кристаллиты

блоки внутри

них

оказываются

различном упругонапряженном состоя-

нии.

Напряжения

III

рода, локализирующиеся

объемах кристаллической

ячейки,

представляют собой статические искажения решетки,

т. е. сме-

щения

атомов

на

доли ангстрема

из

углов

кристаллической

ре-

шетки.

Все

эти

виды напряжений взаимосвязаны

между

собой: например, рост

микронапряжений

III

рода может вызвать образование макронапряжений

рода.

Существуют различные методы измерения напряжений

рода.

Эти ме-

тоды основаны

на

удалении части напряженного тела, измерении возник-

ших при этом

упругих

деформаций и вычислений по этим деформациям

величины и знака остаточных напряжений

Напряжения

II и III рода определяют рентгеновским методом.

УПРУГАЯ

ПЛАСТИЧЕСКАЯ

ДЕФОРМАЦИИ

Упругая

деформация.

Упругой

деформацией называют деформацию, влия-

ние

которой на форму,

структуру

и свойства

тела

полностью устраняется

после прекращения действия внешних сил.

Упругая

деформация не вызы-

вает

заметных остаточных изменений в

структуре

и свойствах металла;

под действием приложенной нагрузки происходит только незначительное

относительное и полностью обратимое смещение атомов или поворот

блоков кристалла. При растяжении монокристалла возрастают расстояния

между

атомами, а при сжатии — сближаются. При таком смещении атомов

из

положения равновесия нарушается баланс сил притяжения и электроста-

тического отталкивания, поэтому после снятия нагрузки смещенные атомы

вследствие действия сил притяжения или отталкивания возвращаются в ис-

ходное равновесное состояние, и кристаллы приобретают свою первона-

чальную форму и размеры.

Пластическая

деформация.

При возрастании касательных напряжений

выше определенной величины (предел

упругости)

деформация становится

необратимой. При снятии нагрузки устраняется лишь

упругая

составляю-

щая

деформации. Часть же деформации, которую называют

пластической,

остается.

Пластическая деформация в кристаллах может осуществляться сколь-

жением и двойникованием. Скольжение (смещение) отдельных частей кри-

сталла относительно

друг

друга

происходит под действием касательных

напряжений,

когда эти напряжения в плоскости и в направлении скольже-

ния

достигают определенной критической величины (т

Схема

упругой

и пластической деформации металла с кубической

структурой, подвергнутого действию касательных напряжений, показана на

рис.

53.

Скольжение в кристаллической решетке протекает по плоскостям и на-

Плоскость

сдвига

"•

m A •

71 T

TT T

• • •i

Л/

, !

6) в) г) д)

Рис.

S3.

Схема

упругой и

пластической

деформации

металла

под

действием

напряжения

сдвига:

а — первоначальный кристалл; о — упругая деформация; в — увеличение упругой и пластиче-

ской

деформаций, вызванных скольжением, при нагружении, большем предела упругости;

г — напряжение, обусловливающее появление сдвига (после сдвига сохранилась остаточная

деформация);

д — образование двойника

Только напряжения I рода имеют

знак.

Напряжения

III и большей частью II рода опре-

деленного

знака не имеют.

правлениям с наиболее плотной упаковкой атомов, где величина сопроти-

вления

сдвигу

(т

) наименьшая.

Это объясняется тем, что расстояние

между

соседними атомными пло-

скостями наибольшее, т. е. связь

между

ними наименьшая. Плоскости

скольжения и направления скольжения, лежащие в этих плоскостях, обра-

зуют

систему

скольжения.

В металлах

могут

действовать одна или одно-

временно несколько систем скольжения.

металлах,

имеющих кубическую гранецентрированную решетку,

числу которых относят Fe

, Си, А1 и др. (см. рис. 7), скольжение проте-

кает по плоскостям октаэдра (111) и в направлении диагонали грани ,куба

[ПО].

В кубической объемно-центрированной решетке (Fe,, Mo, V и др.)

процесс скольжения наиболее легко осуществляется по плоскостям (110)

в направлении пространственной диагонали куба [111] (см. рис. 7). В ме-

таллах,

имеющих гексагональную плотноупакованную решетку (Zn, Be, Mg.

др.), скольжение идет по плоскости базиса.

Чем больше в металле возможных плоскостей и направлений скольже-

ния,

тем выше его способность к пластической деформации. Металлы,

имеющие кубическую кристаллическую решетку,

обладают

высокой пла-

стичностью, так как скольжение в них происходит во многих направле-

ниях. Металлы с гексагональной плотноупакованной структурой менее

пластичны и поэтому труднее, чем металлы с кубической структурой, под-

даются прокатке, штамповке и

другим

способам деформации.

Процесс

скольжения не

следует,

однако, представлять как одновремен-

ное передвижение одной части кристалла относительно другой. Такой

жесткий, или синхронный, сдвиг (см. рис. 53) потребовал бы напряжений,

сотни или

даже

тысячи раз превышающие те, при которых в действитель-

ности протекает процесс деформации.

Скольжение осуществляется в

результате

перемещения в кристалле дис-

локаций

(рис. 54, а). Чтобы дислокации из исходного положения 1 переме-

стились в соседнее положение 14, не нужно сдвигать всю верхнюю полови-

ну кристалла на одно межатомное расстояние. Достаточно, чтобы

произошли следующие перемещения атомов: атом 1 в положение атома 2,

-h

11 if i

тПГгт

-H

-c -c -

Вектор

сдвига.

в)

г)

Рис

54. Движение краевой дислокации, приводящее к образованию ступеньки единичного

сдвига на поверхности кристалла:

а —

схема

движения дислокации; б — краевая дислокация в кристаллической

структуре;

в — дислокация перемешена на два межатомных расстояния в решетке под влиянием приложен-

ного напряжения; г -

выход

дислокации на поверхность и появление

сдвига