Министерство образования и науки Республики Казахстан Карагандинский государственный технический университет     Утверждаю Первый проректор ____________ Исагулов А.З. «____» _________ 2014г.           УЧЕБНО-МЕТОДИЧЕСКИЙ КОМПЛЕКС ДИСЦИПЛИНЫ ПРЕПОДАВАТЕЛЯ   по дисциплине   Физическое материаловедение   для студентов специальности 050710 «Материаловедение и технология новых материалов»   Факультет машиностроительный   Кафедра МЛП и КМ 2014г.

Учебно-методический комплекс дисциплины преподавателя разработан: к.т.н., доц. Балбековой Б.К., к.т.н., доц. Шарой О.А., преп. Платоновой Е.С.         Обсужден на заседании кафедры МЛП и КМ Протокол № _______ от «____»______________2008 г. Зав. кафедрой _____________О.А.Шарая    «____»____________2008 г.       Одобрен методическим бюро машиностроительного факультета Протокол № ________ от «_____»_____________2008г. Председатель_____________С.Б. Кузембаев  «____»____________ 2008г.

1 Рабочая учебная программа

 

1.1  Сведения о преподавателе и контактная информация

 

Балбекова Бахыт Кабкеновна, к.т.н., доц. кафедры МЛП и КМ

Шарая Ольга Александровна, к.т.н., доц. кафедры МЛП и КМ

Платонова Елена Сергеевна, преподаватель кафедры МЛП и КМ

Кафедра МЛП и КМ находится в гл. корпусе КарГТУ (г. Караганда, Б.Мира 56), аудитория 313, контактный телефон 56-75-96 доб.124

 

1.2 Трудоемкость дисциплины

 

Семестр	Количество кредитов	Вид занятий					Количество часов СРС	Общее количество часов	Форма контроля
		Количество контактных часов			Количе-ство часов СРСП	Всего часов
		Лекции	Практиче-ские занятия	Лаборатор-ные занятия
4	3	15	15	15	45	90	45	135	экзамен

 

1.3                      Характеристика дисциплины

 

Дисциплина «Физическое материаловедение» является обязательной компонентой цикла базовых дисциплин, изучаемых при подготовке бакалавров по специальности 050710 «Материаловедение и технология новых материалов». Знание основ квантовой механики, физики твердого тела и теории фазовых превращений курса необходимо для понимания строения металлических и неметаллических материалов, их свойств, закономерностей фазовых превращений, происходящих при получении и обработке готовых изделий. Знание теоретических основ позволяет научно обоснованно выбрать химические составы, режимы производства, литья и обработки материалов.

1.4 Цель дисциплины

Целью изучения данной дисциплины является ознакомление со строением и свойствами металлических и неметаллических материалов, закономерностями фазовых превращений, происходящих при термических, химико-термических и других методах обработки. Полученные знания необходимы для выбора рациональной технологии получения заготовок из различных материалов.

 

1.5 Задачи дисциплины

Задачами изучения курса являются:

освоение бакалаврами закономерностей изменения физико-химических и механических свойств материалов в зависимости от их фазового состава и структуры, которые в свою очередь формируются в зависимости от их химического состава и режимов обработки.

 

В результате изучения данной дисциплины студенты должны:

иметь представление о:

теории строения материалов; структурах чистых металлов, твердых растворов, интерметаллических соединений; фазовых превращениях в твердом теле,

знать:

сущность фазовых превращений и структурных изменений в металлах; строение и свойства сталей, порошковых, композиционных и неметаллических материалов;

уметь:

анализировать диаграммы состояния двойных и тройных систем; применять полученные теоретические знания для процессов упрочнения материалов;

приобрести практические навыки:

термодинамического обоснования фазовых диаграмм; проведения экспериментальных методов исследования фазового состава, структуры, физико-химических и механических свойств различных материалов.

 

1.6 Пререквизиты

Для изучения данной дисциплины необходимо усвоение следующих дисциплин (с указанием разделов (тем)):

 

 

1.7 Постреквизиты

Знания, полученные при изучении дисциплины «Физическое материаловедение», используются при освоении других базовых и профильных дисциплин. Таких, как:

1.     Теория и технология термической обработки.

2.     Технологические процессы производства материалов.

1. Научные основы выбора материалов.
2. Теория строения материалов.
3. Технологические основы производства порошковых и композиционных материалов.
4. Механические свойства материалов.
5. Физические свойства материалов и др.

 

1.8 Содержание дисциплины

 

1.8.1 Содержание дисциплины по видам занятий и их трудоемкость

 

 

1.9 Список основной литературы

1. Физическое металловедение / Под ред. Кан Р.У., Хаазена П. 3-е изд. I-II том. М.: Металлургия, 1987.

2. Арзамасов Б.Н., Макарова В.И., Мухин Г.Г. и др Материаловедение / Под общ. ред. Б.Н. Арзамасова. М.: МГТУ им. Баумана, 2001.

3. Исин Д.К., Исагулов А.З. Физика твердого тела. Учебное пособие. Караганда: изд. КарГТУ, 2005.

4. Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение М.: Машиностроение, 1990.

5. Захаров А.М. Диаграммы состояния двойных и тройных систем. М.: Металлургия, 1978.

6. Лившиц Б.Г. Металлография. М.: Металлургия, 1990.

7. Методические указания к практическим занятиям по курсу «Технологические процессы машиностроительного производства: Мате-риаловедение». Шарая О.А., Балбекова Б.К. Караганда: изд. КарГТУ, 2005г.

8. Методические указания «Материаловедение. Лабораторный практикум». Смолькин А.А., Исагулов А.З., Шарая О.А. Караганда: изд. КарГТУ, 1997г.

 

1.10 Список дополнительной литературы

9. Ахиезер А.И. Атомная физика. Справочное пособие. Киев: Наукова думка, 1988.

10. Мозберг Р.К. Материаловедение. М.: Высшая школа, 1991.

11. Металлургия / Под ред. Коротича В.И. Свердловск: Уральск. гос. техн. ун-т, 2001.

12. Кипарисов С.С., Либенсон Г.А. Порошковая металлургия. М.: Метал-лургия, 1991.

13. Материаловедение и конструкционные материалы. Пинчук Л.С., Мышкин Н.К., Свириденок А.И. Минск, Высшая школа, 1989.

14. Методические указания к лабораторным работам по дисциплине «Металловедение цветных металлов». Балбекова Б.К., Тулегенова Ш.Н., Малашкевичуте Е.О., Медведева И.Е. Караганда: изд. КарГТУ, 2005.

 

1.11 Критерии оценки знаний студентов

Экзаменационная оценка по дисциплине определяется как сумма максимальных показателей успеваемости по рубежным контролям (до 50%) и итоговой аттестации (экзамену) (до 50%) и составляет значение до 100% в соответствии с таблицей.

 

Рубежный контроль проводится на 7-й, 14-й неделях обучения и складывается исходя из следующих видов контроля:

 

 

 

 

 

1.12 Политика и процедуры

При изучении дисциплины «Физическое материаловедение» прошу соблюдать следующие правила:

1. Не опаздывать на занятия.

2. Не пропускать занятия без уважительной причины, в случае болезни прошу предоставлять справку, в других случаях – объяснительную записку.

3. Отрабатывать пропущенные занятия независимо от причины пропусков.

4. Активно участвовать в учебном процессе.

5. Быть терпимыми, открытыми, откровенными и доброжелательными к сокурсникам и преподавателям.

 

1.13 Учебно-методическая обеспеченность дисциплины

Ф.И.О автора	Наименование учебно-методической литературы	Издательство, год издания	Количество экземпляров
			в библиотеке	на кафедре

 

1	2	3	4	5
Основная литература
Кан Р.У., Хаазен П.	Физическое металловедение.	Металлургия, 1987	10	3
Арзамасов Б.Н., Макарова В.И., Мухин Г.Г. и др.	Материаловедение.	М.: МГТУ им. Баумана, 2001.	15	2
Исин Д.К., Исагулов А.З.	Физика твердого тела.	Караганда: изд. КарГТУ, 2005	30	3
Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П.	Материаловедение.	М.: Машиност-роение, 1990.	25	2
Захаров А.М.	Диаграммы сос-тояния двойных и тройных систем.	М.: Металлургия, 1978.	18	2
Лившиц Б.Г.	Металлография.	М.: Металлургия, 1990.	5	1
Шарая О.А., Балбекова Б.К.	Метод. указ. к практ. зан. по курсу «Техно-логич. процесс. маш. произв.: Материаловедение».	Караганда: изд. КарГТУ, 2005г.	25	3
Смолькин А.А., Исагулов А.З., Шарая О.А.	Метод. указ. «Мате-риаловедение. Лабо-раторный практик.»	Караганда: изд. КарГТУ, 1997г.	15	2
Дополнительная литература
Ахиезер А.И.	Атомная физика	Киев: Наукова думка, 1988	8	—
Мозберг Р.К.	Материаловедение.	М.: Высшая школа, 1991.	10	1
Коротича В.И.	Металлургия	Свердловск: Уральск. гос. техн. ун-т, 2001	12	2
Кипарисов С.С., Либенсон Г.А.	Порошковая металлургия.	М.: Металлургия, 1991.	18	3
Пинчук Л.С. и др.	Материаловедение и конструкционные материалы.	Минск, Высшая школа, 1989.	9	1
Балбекова Б.К., Тулегенова Ш.Н., Малашкевичуте Е.О., Медведева И.Е.	Метод. указ. к лаб. раб. по дисц. «Ме-талловедение цвет. метал.».	Караганда: изд. КарГТУ, 2005.	30	5

2 График выполнения и сдачи заданий по дисциплине

Вид контроля	Цель и содержание задания	Рекомендуемая литература	Продолжительность выполнения	Форма контроля	Срок сдачи
1	2	3	4	5	6
Решение задач на практ. занят. 1	Углубить знания по электронному строению элементов Периодической таблицы Д.И.	[1-2]	2 недели	текущий	2 неделя
Выполнение лаб. раб. 1	Ознакомиться с устройством оптического микроскопа	[8]	2 недели	текущий	2 неделя
Отчет по СРС (темы 1,2)	Углубить знания по пройденному материалу	[1-4, 9-10]	1-3 недели	текущий	3 неделя
Выполнение лаб. раб. 2	Ознакомиться с процессом первичной кристаллизации металлов	[8]	2 недели	текущий	3 неделя
Разбор вопросов на практ. занят.2	Углубить знания по теме «Термодина-мика в металлове-дении»	[2, 6]	2 недели	текущий	4 неделя
Выполнение лаб. раб. 3	Изучение диаграммы «железо-цементит» и микроструктур сталей и белых чугунов	[8]	3 недели	текущий	5 неделя
К.Р.№ 1	Закрепление и контроль знаний по пройденным темам 1-4	[1-4, 6], конспект лекций	1 неделя	текущий	5 неделя
Отчет по СРС (темы 3,4)	Углубить знания по пройденному материалу	[2, 4, 6]	1-3 недели	текущий	5 неделя
Решение задач на практ. занят.3	Углубить знания по теме «Фазовые диаграммы двух- и трехкомпонентных систем»	[11]	2 недели	текущий	6 неделя
Выполнение лаб. раб. 4	Изучение микроструктур и твердости стали после термообработки	[8]	2 недели	рубежный	7 неделя
Отчет по СРС (темы 5)	Углубить знания по пройденному материалу	[6, 7, 11]	1-3 недели	рубежный	7 неделя
Выполнение лаб. раб. 5	Исследование микроструктуры жаростойких сталей	[2, 6, 8]	2 недели	текущий	8 неделя
Решение задач на практ. занят.4	Углубить знания по теме «Фазовый состав и структура легированных сталей»	[2, 5-8]	8 недель	текущий.	12 неделя
К.Р.№ 2	Контроль знаний по темам 5-9	[2-7, 10, 11], конспект лекций	2 недели	текущий	10 неделя
Отчет по СРС (те-мы 6, 7, 8, 9, 10)	Углубить знания по пройденным темам	[2-7, 10, 11]	5 недель	текущий	11 неделя
Решение задач на практ. занят.5	Углубить знания по теме «Сплавы на основе цветных металлов»	[6, 12]	2 недели	текущий	14 неделя
Выполнение лаб. раб. 6	Исследование микроструктуры латуней	[2, 11, 12]	1 неделя	текущий	10 неделя
Отчет по СРС (темы 11, 12,13)	Углубить знания по пройденным темам	[1, 2, 6, 7]	1-3 недели	рубежный	14 неделя
Выполнение лаб. раб. 7	Определение влажности неметаллических материалов	[2, 11, 12]	1 неделя	рубежный	14 неделя
Отчет по СРС (темы 14, 15)	Углубить знания по пройденному материалу	[2, 4, 10]	2 недели	рубежный	14 неделя
Выполнение лаб. раб. 8	Определение температуры хрупкости резин при ударе	[2, 11, 12]	1 неделя	текущий	15 неделя
К.Р.№ 3	Контроль знаний по темам 14, 15	[2, 4, 10], конспект лекций	2 недели	текущий	15-ая неделя
Реферат	Углубление знаний по теме реферата	[1,2,6,7], период. изд.	В течение семестра	текущий	15-ая неделя
Экзамен	Проверка усвоения материала дисциплины	Весь перечень основной и дополнительной литературы	2  контактных часа	Итоговый	В период сессии

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

3Конспект лекций

 

Тема 1 Электронная теория металлов (1час)

План лекции

1. Введение в физическое материаловедение.

2. Методы исследования фазового состава, структуры и свойств материалов, используемых в физическом материаловедении.

3. Электронная теория металлов. Образование зон. Энергетические зоны простого металла и переходных металлов.

Физическое материаловедение — наука о закономерностях фазовых превращений и структурных изменений, происходящих в материалах в зависимости от их химического состава и режимов обработки, а также формировании фазового состава, структуры и свойств материалов, широко используемых в народном хозяйстве.

В физическом материаловедении, также как и в металлографии используются экспериментальные и теоретические (расчетные) методы исследования фазового состава, структуры и физико-химических и механических свойств материалов.

К экспериментальным методам относятся:

– оптическая и электронная микроскопии;

– рентгенография;

– химический и рентгеноспектральный анализы.

В свою очередь экспериментальные методы исследования металлов делятся на прямые (структурные) и косвенные. Все они устанавливают зависимость между структурой или фазовым состоянием, с одной стороны, и показателями свойств с другой стороны.

К прямым методам относятся исследования микроструктуры и микроструктуры с помощью оптического и электронного микроскопа.

К косвенным методам исследования относятся метод термического анализа, метод основанный на анализе зависимости удельного электросопротивления от состава при постоянной температуре (этот метод является примером физико-химического анализа) и др.

Накопленный экспериментальный материал, характеризующий строение вещества, показал, что свойства электронов и других микрообъектов не могут быть описаны на основе представлений классической механики. Микрочастицы подчиняются законам квантовой механики, которая стала основой для создания современной модели атома.

Рассмотрим основные положения квантовой механики.

1. Энергия испускается и поглощается телами отдельными порциями — квантами. Следовательно, энергия микрочастиц изменяется скачкообразно.

2. Электроны и другие микрочастицы имеют двойственную природу: с одной стороны, они проявляют свойства частиц (например, имеют массу и заряд), с другой стороны, при движении они обладают свойствами электромагнитной волны.

3. Квантовая механика отрицает наличие определенных орбит у микрочастиц. Для движущихся электронов невозможно определить точное местоположение. Они находятся в пространстве вблизи атомного ядра. Можно лишь определить вероятность нахождения электрона в различных частях пространства.

Энергетические состояния и движение электронов в твердых телах. Расположим мысленно N атомов в виде кристаллической решетки, но на больших расстояниях друг от друга. Атомы в такой системе практически не взаимодействуют и каждый электрон находится на соответствующем атомном уровне энергии – боровской орбите. Представим теперь, что эта решетка из разделенных атомов сжимается до реальных межатомных расстояний. Это позволяет проследить, как возникает взаимодействие между атомами и соответственно изменяются состояния электронов, как свойства изолированных атомов переходят в свойства твердого тела. Рассмотрим на примере лития. Такой выбор удобен потому, что литий – простейший элемент, находящийся при обычных условиях в твердом состоянии, содержит два электрона в заполненной оболочке и один валентный электрон. На нижнем уровне находятся два электрона, на верхнем – один. При сближении атомов возникает несколько эффектов. Одни из них объясняются с помощью законов электростатики, другие являются типично квантовыми. На каждый электрон теперь будет действовать не только ядро собственного атома, но и ядра соседних атомов. Притягивая электрон, эти ядра ослабляют связь его в атоме, вследствие чего высота потенциального барьера, разделяющего атомы, уменьшается, а следовательно, уменьшается и энергия связи валентного электрона. Влияние соседних атомов на валентные электроны и электроны внутренних заполненных оболочек будет различным. На электроны внутренних оболочек, размеры которых много меньше расстояния между атомами в твердом теле, соседние атомы влияют незначительно, так как находятся от них гораздо дальше, чем ядро собственного атома. Тем не менее в результате туннельного эффекта в твердом теле возникает движение электронов от атома к атому, что приводит к обобществлению всех электронов, находящихся на одном и том же атомном уровне. Вследствие соотношения неопределенностей ∆ετ ~ ħ, связывающего время жизни τ электрона в некотором состоянии с неопределенностью его энергии ∆ε – шириной уровня, туннельные переходы электронов приводят к расширению уровня энергии электрона в атоме и превращению его в кристалле в энергетическую полосу (зону) шириной ∆ε ~ ħ/τ. Поскольку вероятность туннелирования 1/τ экспоненциально убывает с ростом высоты потенциального барьера U между атомами, 1/τ ~ exp(-α√U), где α – постоянная, то ширина энергетической зоны для глубоких внутренних уровней оказывается очень малой и электроны этих уровней можно считать локализованными на узлах решетки. Поэтому атомное ядро вместе со всеми внутренними электронами выступает в твердом теле как единый атомный остов – ион данного элемента.

Рекомендуемая литература:

1. [3] стр.5-14.

2. [6] стр.20-27.

3. [9] стр.64-207

 

Контрольные задания для СРС по теме 1 [1, 3, 6, 9]

1. Основные положения квантовой механики.

2. Модель почти свободных электронов.

3. Бинарные сплавы. 4. Теплота образования. 5. Магнетизм.

Тема 2 Структура чистых металлов (1час)

План лекции

1. Электронная структура атомов. Периодическая система элементов. Кристаллические структуры элементов подгрупп В. Два коротких периода. Группы IA и IIА. Переходные металлы подгрупп IB и IIВ. Металлы подгрупп В. Краткое описание свойств. Анизотропия.

2. Силы связи в кристаллах. Ионная связь. Ковалентная связь. Ван-дер-Ваальсова связь. Металлическая связь. Резонансная связь. Полиморфное превращение.

3. Фазовые превращения и структурные изменения в металлах. Кристаллизация металлов. Строение слитка.

4. Упругая и пластическая деформация металлов.

 

Электронная оболочка атомов химических элементов. Теория строения атомов основана на законах, описывающих движение микрочастиц (электронов, атомов, молекул) и их систем (например, кристаллов). Массы и размеры микрочастиц чрезвычайно малы по сравнению с массами и размерами макроскопических тел. Поэтому свойства и закономерности движения отдельной микрочастицы качественно отличаются от свойств и закономерностей движения макроскопического тела, изучаемых классической физикой. Движение и взаимодействие микрочастиц описывает квантовая (или волновая) механика. Она основывается на представлении о квантовании энергии, волновом характере движения микрочастиц и вероятностном (статистическом) методе описания микрообъемов.

Область пространства вокруг ядра, в котором наиболее вероятно пребывание электрона, называют орбиталью. Форму и размеры граничной поверхности принято считать формой и размером орбитали (электронного облака). Для характеристики формы орбитали и формы электронного облака введено орбитальное квантовое число l. Допустимые значения числа l определяются значением главного квантового числа n. Квантовое число l имеет значения: 0, 1, 2, 3, …(n – 1). Орбитальное квантовое число принято обозначать буквами:

Орбитальное квантовое число l      1 2 3 4  5

Обозначения               s p d f   h

Для каждого значения главного квантового числа орбитальное число принимает значения, заключенные между 0 и (n – 1):

Главное кван-товое число n	Орбитальное квантовое число l	Обозначение орбитали (электронного облака)
1 2 3 4	0 0, 1 0, 1, 2 0, 1, 2, 3	1 s 2 s, 2 p 3 s, 3 p, 3 d 4 s, 4 p, 4 d, 4 f

Таким образом, для электрона первого энергетического уровня (n =1) возможна только одна форма орбитали, для второго энергетического уровня  (n =2) возможны две формы орбиталей, для третьего уровня три и т.д.

Согласно квантово-механическим расчетам s–орбитали имеют форму шара, p-орбитали – форму гантели, d- и  f-орбитали – более сложные формы.

При обозначении состояния электрона главное квантовое число пишут перед символом орбитального квантового числа. Например, 4s означает электрон, у которого n = 4 и l = 0 (облако имеет форму шара); 2p означает электрон, у которого n = 2 и l = 1( облако имеет форму гантели) и т. д.

Для характеристики пространственного расположения орбиталей применяется магнитное (ориентированное) квантовое число m_l.

Число значений магнитного квантового числа зависит от орбитального квантового числа и равно (2 l + 1).

s-Состоянию отвечает одна орбиталь, p-состоянию – три, d-состоянию – пять, f-состоянию семь и т.д. Орбитали с одинаковой энергией называются вырожденными. Таким образом, p-состояние вырождено трехкратно, d-состояние — пятикратно, f-состояние – семикратно и т.д.

Изучение тонкой структуры атомных спектров показало, что кроме различия в размере облаков, их формы и характера расположения относительно друг друга электроны различаются спином (Спин по-английски – «веретено», «вертеть»). Спин можно представить, как веретенообразное вращение электрона вокруг своей оси. Для характеристики спина электрона вводится четвертое квантовое число m_s, называемое спиновым. Оно имеет значения +1/2 и -1/2 в зависимости от одной из двух возможных ориентаций спина в магнитном поле.

В 1925 году В. Паули был высказан принцип: в атоме не может быть двух электронов, имеющих одинаковый набор всех четырех квантовых чисел. Из принципа  Паули вытекает, что на одной орбитали может находиться лишь два электрона.

Следовательно, в s-состоянии (одна орбиталь) может быть лишь два электрона, в p-состоянии (три орбитали) – шесть, в d-состоянии (пять орбиталей) – десять и т.д.

Поскольку число орбиталей данного энергетического уровня равно n², емкость энергетического уровня составляет 2 n² электронов.

Конфигурация электронной оболочки невозбужденного атома определяется зарядом его ядра. Электроны с одинаковым значением главного квантового числа n образуют квантовый слой близких по размеру облаков. Слои с n + 1,2,3,4 … обозначают соответственно буквами K, L, M, N, … По мере удаления от ядра емкость слоев увеличивается и в соответствии со значением 2 n² составляет: 2 (n=1, слой K), 8 (n=2, слой L), 18 (n=3, слой M), 32 (n=4, слой N) электронов.

Квантовые слои в свою очередь построены из подслоев, объединяющих электроны с одинаковым значением орбитального квантового числа l. Подслой состоит из орбиталей.

Наиболее устойчиво состояние атома, в котором электроны имеют самую низкую энергию, т.е. находятся в ближайших к ядру слоях. Последовательность энергетических состояний в порядке возрастания энергии орбиталей многоэлектронного атома можно представить в виде следующего ряда: 1s < 2s < 2p < 3s <3p < 4s ≈ 3d < 4p <  5s ≈ 4d < 5p < 6s ≈ 5d ≈ 4f и т.д.

Порядок заполнения орбиталей данного подслоя подчиняется правилу Хунда: суммарное спиновое число электронов данного подслоя должно быть максимальным.

Это правило означает, что энергетически выгодно, когда в орбитали находится один электрон. Иными словами, орбитали данного подслоя заполняются сначала по одному, затем по второму электрону. Электроны с противоположными спинами на одной и той же орбитали образуют двухэлектронное облако и их суммарный спин равен нулю.

Все вещества состоят из атомов. Атом представляет собой систему, состоящую из положительно заряженного ядра, вокруг которого вращаются отрицательно заряженные электроны. Электроны притягиваются к ядру и отталкиваются друг от друга. Расположенные ближе к ядру электроны подвержены большему притяжению, они ослабляют притяжение внешних электронов, которые находятся на большем расстоянии от ядра. Внешние электроны могут отрываться от одного атома и присоединяться к другому атому, изменяя число его внешних электронов. Такие электроны называются валентными. У разных веществ атомы содержат разное число валентных электронов. Атом, потерявший один или несколько электронов, становится положительно заряженным ионом. Атом, который присоединил к себе свободные электроны, становиться отрицательно заряженным ионом.

Из атомов строятся молекулы. Связи, благодаря которым происходит объединение атомов в молекулы, называются химическими. Способность атомов вступать в соединения с атомами других веществ и образовывать молекулы определяет химические свойства вещества. Молекула является наименьшей частицей вещества, которая сохраняет его химические свойства. Химические связи между атомами вещества делят на ковалентные (атомные), ионные, металлические и молекулярные.

Влияние типа связи на структуру и свойства кристаллов. Тип связи, возникающий между элементарными частицами в кристалле, определяется электронным строение атомов, вступающих во взаимодействие. Элементарные частицы в кристалле сближаются на определенное расстояние, которое обеспечивает кристаллу наибольшую термодинамическую стабильность. Расстояние, на которое сближаются частицы, определяется взаимодействием сил, действующих в кристалле. Силы притяжения возникают благодаря взаимодействию электронов с положительно заряженным ядром собственного атома, а также с положительно заряженными ядрами соседних атомов. Силы отталкивания возникают в результате взаимодействия положительно заряженных ядер соседних атомов при их сближении.

Силы отталкивания проявляются при сильном сближении и растут интенсивнее, чем силы притяжения (рис.2.1). Уравновешивание сил происходит при сближении элементарных частиц на расстояние d_о. Этому сближению соответствует минимум энергии связи Е_св, что делает кристалл термодинамически стабильным. Она определяет температуры плавления, испарения, модуль упругости, температурный коэффициент линейного расширения и другие свойства.

Рис. 2.1 Изменение силы взаимодействия (а) и энергии связи (б) при сближении атомов в кристалле

 

Все кристаллы по характеру превалирующей связи подразделяются на молекулярные, ковалентные, металлические и ионные. Наиболее значительны эти силы у кристаллов с ковалентной связью. Они несколько меньше у кристаллов с ионной связью и еще меньше с металлической связью. Минимум этих сил связи наблюдается у молекулярных кристаллов. Однако такое разделение условно, так как в некоторых случаях может действовать не один тип связи, а несколько.

Молекулярные кристаллы. Это кристаллы, в которых преобладает связь Ван-дер-Ваальса. Такая связь возникает между любыми элементарными частицами (ионами, атомами, молекулами), но для многих кристаллов она мала по сравнению с другими более значительными силами.

В кристаллах инертных газов связь Ван-дер-Ваальса единственная, а следовательно она определяет структуру и свойства кристаллов.

Известно, что аргон, так же как и другие инертные газы, может переходить в жидкое и даже твердое состояние при очень низких температурах и  больших давлениях.

Атомы инертных газов имеют полностью достроенные энергетические уровни, а поэтому при сближении атомов обмен электронами невозможен. Возникновение сил притяжения между атомами объясняют мгновенной поляризацией атомов при сближении (рис. 2.2).

Рис. 2.2 Образование диполей при сближении атомов аргона

 

Аналогичные силы действуют между молекулами с насыщенными связями в кристаллах двухатомных газов H₂, N₂, Cl₂, существование которых также возможно лишь при очень низких температурах и больших давлениях; в кристаллах J₂, CO₂, а также СН₄ и других органических веществ (полиэтилене, фторопласте) – при нормальных условиях.

Силы Ван-дер-Ваальса не имеют направленного характера, так как мгновенный диполь образуется с каждым из соседних атомов. В результате атомы, стремясь увеличить число соседей в кристаллической решетке, укладываются наиболее компактным образом. Типичной решеткой для инертных газов является ГЦК решетка, в узлах которой размещаются атомы.

Кристалл иода имеет ромбическую гранецентрированную решетку (рис.2.3), в узлах которой располагаются молекулы.

Рис. 2.3 Кристаллическая решетка иода

 

Энергия связи сил Ван-дер-Ваальса невелика, поэтому молекулярные кристаллы имеют низкие температуры плавления и испарения. Многие из них при нормальных условиях – газы. Молекулярные кристаллы – диэлектрики, так как кристалл построен из электрически нейтральных атомов (молекул), у которых энергетические зоны полностью достроены.

Для полимеров малая энергия связи определяет большие температурные коэффициенты линейного расширения.

Особым видом молекулярной связи является водородная связь, которая образуется через ион водорода (протон), расположенный между двумя ионами соседних молекул. Водородной связью соединяются молекулы воды и некоторых органических соединений.

Ковалентные кристаллы. Это кристаллы, в которых преобладает ковалентный тип связи. Их образуют элементы IV, V, VI подгруппы В. Они электроотрицательны, так как имеют большой потенциал ионизации, и, вступая во взаимодействие с элементами других групп, отбирают валентные электроны, достраивая свою валентную зону (образуются устойчивые пары валентных электронов разных атомов); при взаимодействии друг с другом атомы обобществляют свои валентные электроны с соседними атомами, достраивая таким образом валентную зону.

Ковалентные кристаллы образуют атомы углерода, кремния, германия, сурьмы, висмута и др.

Число атомов, с которыми происходит обобществление электронов, зависит от валентности  элемента и может быть определено согласно правилу (8 – N), где N – валентность элемента. Например, у углерода это число равно 4.

Рассмотрение такого обобществления проще начать простейшей системы – молекулы водорода. Этот случай представляет типичный пример ковалентной связи, осуществляемый двумя электронами с антинаправленными спинами. В электрическом поле двух протонов находятся два электрона. Оба электрона молекулы водорода принадлежат обоим атомам и, вследствие перекрытия валентных зон, все время «кочуют» от одного атома к другому, образуя обменные ковалентные силы.

В ковалентных кристаллах в узлах кристаллической решетки располагаются атомы, между которыми действуют те же силы.

Например, атом углерода имеет четыре валентных электрона, посредством которых он образует четыре направленные связи и вступает в обменное взаимодействие с четырьмя соседними атомами. Между каждой парой атомов происходит обмен валентными электронами, подобно атомам в молекуле водорода.

В природе углерод встречается в двух кристаллических формах (рис.2.4). Обе кристаллические решетки характеризует наличие у каждого атома четырех соседей. В сложной решетке алмаза все четыре соседа располагаются на одинаковом расстоянии от центрального атома (хорошо видно в элементе, показанном штриховой линией).

В слоистой гексагональной решетке графита один из четырех соседей (см. жирные линии на рис. 2.4) находится на значительном удалении. Между тремя атомами в плоскости основания решетки действуют ковалентные силы, а между основаниями слабые силы Ван-дер-Ваальса. При деформации графита в первую очередь разрушаются связи между слоями, чем и объясняется низкая твердость графита. Коэффициент линейного расширения велик в направлении действия сил Ван-дер-Ваальса.

                  а                                  б

Рис. 2.4 Кристаллические решетки алмаза (а) и графита (б)

 

Ковалентная связь характеризуется направленностью, так как каждый атом вступает в обменное взаимодействие с определенным числом соседних атомов. Вследствие этого атомы в ковалентных кристаллах укладываются некомпактно и образуют кристаллические структуры с небольшим координационным числом. Так, кубическая решетка алмаза имеет координационное число 4 (К4).

Направленность межатомных связей и неплотноупакованные кристал-лические структуры приводят к низкой пластичности и высокой твердости (алмаз самый твердый материал).

Вследствие большой энергии связи ковалентные кристаллы характеризуются высокими температурами плавления (у алмаза она равна 5000^оС) и испарения.

Образование заполненных валентных зон при такой связи превращает  ковалентные кристаллы в полупроводники и диэлектрики. Алмаз – полупроводник. Хорошая электрическая проводимость графита объясняется заменой одной их четырех ковалентных связей связью Ван-дер-Ваальса, в результате чего появляются свободные носители электрического тока.

Температурный коэффициент электрического сопротивления у ковалентных кристаллов имеет отрицательное значение, т.е. при нагреве электрическое сопротивление снижается. К ковалентным кристаллам относятся многие сложные кристаллические вещества, состоящие из разнородных атомов, например карбид кремния, нитрид алюминия, нитрид бора и др. Молекулы некоторых органических соединений: полиэтилена (С₂Н₄)_n , политетрафторэтилена (С₂F₄)_n – имеют ковалентную связь, при этом между отдельными молекулами в этих материалах образуются молекулярные связи.

Разновидностью ковалентной связи является донорно-акцепторная связь, которая возникает между атомом, способным отдать электрон (донор), и атомом, способным принять этот электрон (акцептор). Примерами таких материалов являются соединения мышьяка – арсениды галлия GaAs и индия InAs.

Металлические кристаллы. Это кристаллы, в которых преобладает металлический тип связи. Их образуют элементы всех подгрупп А и I – III подгруппы В. Они электроположительны, так как имеют малый потенциал ионизации. В металлическом кристалле при взаимодействии с элементами других групп атомы легко отдают свои валентные электроны и превращаются в положительный ион.

При взаимодействии друг с другом валентные энергетические зоны атомов перекрываются, образуя общую зону со свободными подуровнями. Это дает возможность валентным электронам свободно перемещаться в пределах этой зоны. Происходит обобществление валентных электронов в объеме всего кристалла.

Таким образом, валентные электроны в металле нельзя считать потерянными или приобретенными атомами. Они обобществлены атомами в объеме всего кристалла, в отличие от ковалентных кристаллов, в которых такое обобществление ограничено одной парой атомов.

Металлическая связь ненаправленная, так как каждый атом стремиться притянуть к себе как можно больше соседних атомов. Следствием этого является  высокое координационное число и  большая компактность кристаллических структур металлов. Большим координационным числом обладают кристаллические структуры ГЦК и ГПУ. ГЦК решетку имеют металлы Ni, Ag, Cu, Fe, Pt, Al, Pb. Гексагональную плотноупакованную решетку имеют многие металлы, но отношение с/а = 1,633, соответствующее сферической симметрии ионов, имеют лишь Mg и Co.

Отклонение с/а от значения 1,633 объясняют наличием доли ковалентной связи и возникшей в результате этого несферической симметрии атомов. В этом случае, помимо металлического взаимодействия, в направлении, в котором вытянут атом, возникает ковалентное взаимодействие. При расположении несферических атомов в кристалле своей большой осью вдоль z оси  отношение с/а больше 1,633 (Zn, Cd). При расположении атомов малой осью вдоль оси z отношение с/а меньше 1,633 (Be, Ti_α, Zr_α).

Возникновением доли ковалентных связей и несферической симметрией атомов объясняется также образование кристаллических структур ОЦК. Такая структура не обладает большой плотностью упаковки. Кристаллическую структуру ОЦК имеют Fe_α, Cr, Mo, W, V, Ta, Ti_β, Nb, Zr_β и др.

Среди металлов и некоторых неметаллов распространено явление полиморфизма – способность в твердом состоянии при различных температурах (давлении) иметь различные типы кристаллических структур. Эти кристаллические структуры называют аллотропическими формами или модификациями. Низкотемпературную модификацию называют α, а высокотемпературные β, γ, δ и т.д.

Стабильность модификаций при определенной температуре и давлении определяется значением термодинамического потенциала (свободной энергией) G = H – ST.

Более стабильной при данной температуре будет модификация, имеющая меньшее алгебраическое значение термодинамического потенциала, что может быть достигнуто либо за счет малой энтальпии Н, либо большой энтропии S.

В металлических кристаллах плотноупакованные структуры ГПУ (К=12) и ГЦК(К=12) (рис. 2.5) вследствие меньшей энтальпии устойчивы при низких температурах (до Т₁). Более «рыхлая» структура ОЦК (К=8) имеет большую энтропию, а поэтому устойчива при повышенных температурах. Этим объясняется стабильность ОЦК решетки при повышенных температурах во многих металлах Ti, Zr, Fe,U. Стабильность ОЦК решетки в  железе и при низких температурах связывают с возрастанием электронной составляющей энтропии.

Рис. 2.5 Изменение термодинамического потенциала двух модификаций металла при нагреве

 

Стабильность модификаций может меняться в связи с изменением типа связи. При низких температурах благодаря большой энергии ковалентной связи, а следовательно, и малой энтальпии стабильна модификация олова с решеткой алмаза Sn_α, а при нагреве сменяется модификацией Sn_β с более слабой металлической связью.

Температурным полиморфизмом обладают около тридцати металлов (табл. 2.1). Быстрое охлаждение может сохранить высокотемпературную модификацию в течение длительного времени при температурах 20 – 25^оС, так как низкая диффузионная подвижность атомов при таких температурах не способна вызвать перестройку решетки.

Кроме того, известен полиморфизм под влиянием температуры и давления. При нагреве до 2000^оС и давлении 10¹⁰ Па углерод в форме графита перекристаллизуется в алмаз. При очень больших давлениях в железе обнаружена низкотемпературная модификация с гексагональной решеткой ГПУ.

Рост давления может приводить к превращению при низких температурах менее плотноупакованных модификаций в плотноупакованные структуры. В Ge, Si, Sn_α при больших давлениях обнаружено превращение ковалентных кристаллов с решеткой алмаза (К=4) в металлические кристаллы с тетрагональной объемно-центрированной решеткой (К=8).

Таблица 2.1

Кристаллическая структура полиморфных металлов

 

Металл	Кристаллическая структура	Интервал температур данной модификации, оС
Титан	ГПУ ОЦК	До 882 882 — 1668
Цирконий	ГПУ ОЦК	до 862 862 — 1852
Олово	Алмазная ТОЦ	до 13 13 — 232
Уран	Ромбическая ТОЦ ОЦК	до 663 663 – 764 764 — 1130
Железо	ОЦК ГЦК ОЦК	до 911 911 – 1392 1392 — 1539
Кобальт	ГПУ ГЦК	до 477 477 — 1490

 

Энергия металлической связи несколько меньше, чем энергия ковалентной связи, поэтому металлы в большинстве случаев, по сравнению с ковалентными кристаллами, имеют более низкие температуры плавления, испарения, модуль упругости, но более высокий температурный коэффициент линейного расширения.

Для большинства случаев с увеличением энергии связи Е_св растут температура плавления t_пл, модуль упругости Е_упр, энергия активации самодиффузии Q_диф; коэффициент линейного расширения α, наоборот уменьшается.

Закономерность обнаружена экспериментально и имеет ряд исключений. В их числе: аномально завышен модуль упругости у Ве, что позволяет использовать его сплавы как материалы повышенной жесткости. Металлы Ti и Zr имеют заниженные значения не только модуля упругости, но и энергии активации самодиффузии. Последнее объясняет их пониженную жаропрочность.

Вследствие ненаправленности металлической связи и образования плотноупакованных структур металлические кристаллы более пластичны и менее тверды, чем ковалентные кристаллы. Хорошая электрическая проводимость обеспечивается наличием свободных подуровней в валентной энергетической зоне.

Температурный коэффициент электрического сопротивления у металлических кристаллов имеет положительное значение, т.е. электрическое сопротивление при нагреве растет.

Ионные кристаллы. В сложных кристаллах, состоящих из элементов различной валентности, возможно образование ионного типа связи. Такие кристаллы называются ионными.

При сближении атомов и перекрытии валентных энергетических зон между элементами происходит перераспределение электронов. Электроположительный элемент теряет валентные электроны, превращаясь в положительный ион, а электроотрицательный – приобретает их, достраивая тем самым свою валентную зону до устойчивой конфигурации, как у инертных газов. Таким образом в узлах ионного кристалла располагаются ионы.

Представитель этой группы – кристалл оксида FeO, решетка которого состоит из отрицательно заряженных ионов кислорода и положительно заряженных ионов железа.

Перераспределение валентных электронов при ионной связи происходит между атомами одной молекулы (одним атомом железа и одним атомом кислорода).

Для ковалентных кристаллов координационное число К, а следовательно, и возможный тип решетки определяются валентностью элемента. Для ионных кристаллов координационное число определяется соотношением радиусов металлического и неметаллического ионов, так как каждый ион стремиться притянуть к себе как можно больше ионов противоположного знака. Ионы в решетке укладываются как шары разных диаметров.

Радиус неметаллического иона больше радиуса металлического, и поэтому металлические ионы заполняют поры в кристаллической решетке, образованной ионами неметалла. В ионных кристаллах координационное число определяет число ионов противоположного знака, которые окружают данный ион.

Для FeO координационное число будет равно 6, так как указанное соотношение равно 0,54. На рис. 2.6 приведена кристаллическая решетка FeO. Ионы кислорода образуют ГЦК решетку, ионы железа занимают в ней поры. Каждый ион железа окружен шестью ионами кислорода, и, наоборот, каждый ион кислорода окружен шестью ионами железа. В связи с этим в ионных кристаллах нельзя выделить пару ионов, которые можно было бы считать молекулой. При испарении такой кристалл распадается на молекулы.

 

Рис. 2.6 Кристаллическая решетка FeO

 

При нагреве соотношение ионных радиусов может меняться, так как ионный радиус неметалла растет интенсивнее, чем радиус металлического иона. Это приводит к изменению типа кристаллической структуры, т. е. к полиморфизму. Например, у оксида Fe₂O₃ при нагреве шпинельная кристаллическая решетка изменяется на ромбоэдрическую.

Энергия связи ионного кристалла по своей величине близка к энергии связи ковалентных кристаллов и превышает энергию связи металлических и тем более молекулярных кристаллов. В связи с этим ионные кристаллы имеют высокую температуру плавления и испарения, высокий модуль упругости и низкие коэффициенты сжимаемости и линейного расширения.

Заполнение энергетических зон вследствие перераспределения электронов делает ионные кристаллы полупроводниками или диэлектриками.

Во многих ионных кристаллах имеется доля ковалентной связи. Под действием электромагнитных полей друг друга происходит поляризация ионов и возникает смешанная ионно-ковалентная связь. Поляризация деформирует электронные зоны, в результате чего ионы теряют сферическую симметрию. С изменением доли ковалентной связи в ионных кристаллах изменяются и свойства. В кристаллах, образованных элементами различных групп А^I В^VII, А^II В^VI, А^III В^V, А^IV В^IV доля ковалентной связи растет от А^I В^VII до А^IV В^IV . В последних соединениях, образованных элементами четвертой группы, доля ковалентной связи составляет 90% и кристаллы преимущественно являются ковалентными. Увеличение доли ковалентной связи вызывает увеличение электрической проводимости. Кристаллы А^I В^VII – диэлектрики, а кристаллы А^IV В^IV – полупроводники.

Соединения с ионной связью обладают разными свойствами, которые характерны для типичных металлов и неметаллов. Такие связи наиболее характерны для неорганических диэлектриков, которые имеют в своем составе ионы противоположных знаков (большинство солей и некоторые оксиды, например, ZnO, CdO, NiO, CuO₂ ).

Анизотропия. Это зависимость свойств кристалла от направления, возникающая в результате упорядоченного расположения атомов (ионов, молекул) в пространстве.

Свойства кристаллов определяются взаимодействием атомов. В кристалле расстояния между атомами в различных кристаллографических направлениях различны, поэтому различны и свойства.

Анизотропия присуща всем свойствам кристаллов. Анизотропия резко проявляется на структурах моноклинной и ромбической, но практически не заметна на кубических структурах.

Таков же характер влияния симметрии на удельное элекрическое сопротивление. Магнитные свойства анизотропны и на кубических кристаллах.

Анизотропия свойств кристаллов проявляется при использовании монокристаллов, полученных искусственным путем. В природных условиях кристаллические тела – поликристаллы, т.е. состоят из множества мелких различно ориентированных кристаллов. В этом случае анизотропии нет, так как среднестатистическое расстояние между атомами по всем направлениям оказывается примерно одинаковым. В связи с этим  поликристаллические тела считают мнимоизотропными. В процессе обработки давлением поликристалла кристаллографические плоскости одного индекса в различных зернах могут ориентироваться параллельно. Такие поликристаллы называют текстурированными и они, подобно монокристаллам, анизотропны.

Кристаллизация, т.е. процесс перехода металла из жидкого состояния в твердое, является основным фазовым превращением, происходящим во всех металлах, так как при этом формируется кристаллическая структура, характерная для истинно твердого тела. Изучение процесса кристаллизации имеет важнейшее значение для материаловедения, поскольку законы кристаллизации в принципе справедливы практически для всех превращений, в том числе и для происходящих в металлах и сплавах в твердом состоянии.

Для понимания процесса кристаллизации, надо прежде всего, рассмотреть строение жидкого металла, в котором при соответствующих условиях формируются кристаллы. По современным данным, основанным на изучении физических свойств и структур жидких металлов, установлено, что металл в этом состоянии по своему строению значительно ближе к твердому телу, чем к газообразному. В частности, теплоемкость жидкого металла лишь на 10% выше теплоемкости твердого металла, тогда как различие по величине этого же свойства между жидким металлом и находящимся в газообразном состоянии составляет 25-30% и более.

Структурные исследования, проведенные в 40-50-х годах В.И. Даниловым, показали, что в жидком металле обнаруживаются группы атомов, расположенные упорядоченно практически с той же координацией, что и в кристалле данного металла. Эти группы очень малы и их состояние является динамически неустойчивым в том смысле, что в одних местах они возникают, затем рассасываются. Эти группы атомов с так называемым ближним порядком, могут стать устойчивыми только при соответствующих условиях, определяемых законами термодинамики.

Основные закономерности процесса кристаллизации. Согласно законам термодинамики новое состояние любого вещества  может возникнуть в том случае, если его свободная энергия будет меньше свободной энергии этого же вещества в исходном состоянии. Это положение является основным в теории процесса кристаллизации, т.е. кристаллы могут возникнуть в том случае, если их свободная энергия будет меньше, чем объемная свободная энергия металла в жидком состоянии. Рассмотрим это положение на графике (рис. 2.7). Из этого графика следует, что процесс кристаллизации, т.е. образование кристаллов, может происходить лишь при температуре ниже Т_о, т.е. при соответствующем переохлаждении. Степень переохлаждения, обозначаемая ∆ Т, — это разность между Т_о и действительной температурой процесса Т_о – Т₁ = ∆ Т.

Чем больше ∆ Т, тем больше разность в величинах объемной свободной энергии между жидким и твердым состоянием металла (∆ G_V = G_L – G_S). Эта величина является движущей силой кристаллизации.

Рис. 2.7 Изменение свободной энергии металла в жидком G_L и твердом G_S состояниях в зависимости от температуры Т (Т₀ — температура равновесия)

Из приведенного графика можно также установить условия, при которых возможно и плавление кристаллического металла. Это возможно при температуре > Т_о, т.е. при некотором перегреве, который также можно характеризовать степенью перегрева (∆ Т’ = Т’ – Т_о). Степень перегрева при плавлении металлов, как правило, не превышает несколько градусов.

На графике можно отметить температурные области кристаллизации и плавления. Для первой из них G_S< G_L, а для второй G_L < G_S.

Величина степени реально достигаемого переохлаждения или перегрева зависит от природы металла. Она увеличивается с повышением его чистоты и скорости охлаждения. В обычных производственных условиях степень переохлаждения металлов при кристаллизации колеблется от10 до 30^оС; при больших скоростях охлаждения она может достигать сотен градусов. Чем больше скорость охлаждения, тем ниже температура, до которой может быть переохлажден жидкий металл до конца кристаллизации. Это положение приобрело в последние годы не только теоретическое, но и большое практическое значение. Оказалось, что при очень больших скоростях охлаждения (10⁷-10^{9 о}С/с) жидкий металл может быть переохлажден до нормальной температуры без его кристаллизации. В результате металл оказывается в аморфном, или стеклообразном состоянии.

Металл в таком состоянии при существующей технике может быть получен лишь в виде очень тонких лент, проволоки, мельчайших капель (гранул), чешуек и т.д. Существенно, что и в таком состоянии металл находит важное техническое использование из-за необыкновенных свойств, которые недостижимы для металла кристаллического строения. Структура такого металла может быть охарактеризована как плотная хаотическая упаковка твердых шаров. Металл со структурой переохлажденной жидкости является термодинамически неустойчивым по отношению к кристаллическому состоянию, так как его объемная свободная энергия выше. Поэтому, при последующем нагреве, когда атомы, приобретают определенную подвижность, в таком аморфном или стеклообразном металле (металлические стекла) будет происходить процесс кристаллизации. В качестве примера стеклообразных металлов можно привести сплав состава Fe₃₈Si₁₀B₁₂. Он имеет в стеклообразном состоянии следующие свойства: σ_В = 3400 МПа, Е = 87 ГПа, НV = 9100 МПа,  δ =0,3%, т.е прочность заметно выше, чем у самой высокопрочной стали.  Есть публикации о сплавах – металлических стеклах с σ_В > 7000 Мпа. Аморфные сплавы, например, состава Fe₃₃Cr₁₀Ni₄₀P₁₀C₇ имеют очень высокую коррозионную стойкость из-за полной химической и структурной однородности и отсутствия границ зерен.

Известны сплавы – металлические стекла, которые по своим магнитным свойствам значительно превосходят известные динамные и трансформаторные стали и поэтому их применение, как показывают расчеты, дает большой экономический эффект (в США замена объемных трансформаторов уличного освещения на трансформаторы с магнитопроводами из металлических стекол дает экономический эффект 200 млн.долл. в год)

На основании одних лишь общих термодинамических данных нельзя сделать заключение о механизме и скорости кристаллизации и плавления, о структуре металла, формирующейся при кристаллизации. Для этого необходимо знать механизм и скорость фазового превращения.

Установлено, что любое фазовое превращение протекает путем возникновения в исходной фазе небольших объемов новой фазы, называемых зародышами или центрами, и последующего их роста. Чем больше возникает таких центров и чем больше скорость их роста, тем быстрее протекает фазовое превращение. В условиях кристаллизации эти центры могут возникать в тех объемах жидкой фазы, в пределах которых в данный момент времени расположение атомов было близким или аналогичным их расположению в решетке кристалла и где флуктуация энергии достаточна для преодоления энергетического барьера зарождения, являющегося следствием возникновения межфазной поверхности раздела жидкий сплав – кристалл. При этом объемы жидкой фазы, где достигнута подобная флуктуация энергии, должны быть близки к размерам кристаллического зародыша критического размера. Образованию центров кристаллизации способствует присутствие в жидком металле посторонних (примесных) твердых частиц, находящихся там случайно, а иногда намеренно введенных, так как в этом случае для образования таких центров достаточно уже значительно меньших флуктуаций энергии. Первый путь образования центров кристаллизации называется самопроизвольным (или гомогенным), второй – несамопроизвольным (гетерогенным). Соответственно кристаллизация может быть самопроизвольной или несамопроизвольной. Однако, независимо от механизма возникновения центров дальнейший их рост подчиняется одним и тем же законам.

Самопроизвольная кристаллизация. В жидком состоянии атомы вещества вследствие теплового движения перемещаются беспорядочно. В то же время в жидкости имеются группировки атомов небольшого объема, в пределах которых расположение атомов вещества во многом аналогично их расположению в решетке кристалла. Эти группировки неустойчивы, они рассасываются и вновь появляются в жидкости. При переохлаждении жидкости некоторые из них, наиболее крупные, становятся устойчивыми и способными к росту. Эти устойчивые группировки атомов называются центрами кристаллизации (зародышами). Образованию зародышей способствуют флуктуации энергии, т.е. отклонения энергии группировок атомов в отдельных зонах жидкого металла от некоторого среднего значения. Размер образовавшегося зародыша зависит от величины зоны флуктуации.

Появление центров изменяет термодинамический потенциал системы ∆ G_общ. (рис. 2.8). С одной стороны, при переходе жидкости в кристаллическое состояние термодинамический потенциал уменьшается на V∆G_V (G₁), с другой стороны, он увеличивается вследствие появления поверхности раздела между жидкостью и кристаллическим зародышем на величину, равную  Sσ(G₂):

∆ G_общ = –V∆G_V + Sσ

где V – объем зародыша, см³; S – поверхность зародыша, см²; σ – удельное поверхностное натяжение на границе кристалл-жидкость, Дж/см² (Н/м); ∆G_V – удельная разность термодинамических потенциалов при переходе жидкости в кристаллическое состояние (Дж/см³),

∆G_V = Q ∆Т/Т_К

где Q – теплота кристаллизации; ∆Т – степень переохлаждения; Т_К — температура кристаллизации.

Рис. 2.8 Изменение термодинамического потенциала при образовании зародышей в зависимости от их размера

Если принять, что зародыш имеет форму куба с ребром А, то общее изменение термодинамического потенциала

∆ G_общ = А³∆G_V + 6А²σ

Из последнего уравнения следует, что графическая зависимость изменения термодинамического потенциала от размера зародыша имеет максимум (рис.3.2) при некотором значении А, названном критическим. Зародыши с размером больше критического вызывают уменьшение ∆ G_общ и поэтому являются устойчивыми, способными к росту. Зародыши, имеющие размер меньше критического, нестабильны и растворяются в жидкости, поскольку вызывают увеличение ∆G_общ. Для определения критического значения А нужно продифференцировать ∆G по А и приравнять производную к нулю, d∆G_общ/dA = 0, тогда А_кр.= 4σ / ∆G_V

С увеличением степени переохлаждения поверхностное натяжение изменяется незначительно, а ∆G_V быстро повышается. Следовательно, с увеличением степени переохлаждения критический размер зародыша убывает, появляется больше зародышей, способных к росту. Например, при степени переохлаждения 10К зародыш железа критического размера будет содержать 3,55·10⁷ элементарных частиц, а при степени переохлаждения 100К – 3,55·10⁴.

Скорость процесса и окончательный размер кристаллов при затвердевании определяются соотношением скоростей роста кристаллов и образования центров кристаллизации. Скорость образования зародышей измеряется числом зародышей, образующихся в единицу времени в единице объема (1мм^-3·с^-1); скорость роста – увеличением линейного размера растущего кристалла в единицу времени (мм/с). Оба процесса связаны с перемещениями атомов и зависят от температуры. Графическая зависимость скорости образования зародышей и скорости их роста от степени переохлаждения представлена на рис. 2.9.

Рис 2.9 Изменение скорости образования зародышей С.З. и скорости

роста кристаллов С.Р. в зависимости от степени переохлаждения

Для металлов, которые в обычных условиях кристаллизации не склонны к большим переохлаждениям, как правило, характерны восходящие ветви кривых. Это значит, что при равновесной температуре, когда степень переохлаждения равна нулю, скорость образования зародышей и скорость роста также равны нулю, т.е. кристаллизации не происходит. При небольших степенях переохлаждения, когда велик зародыш критического размера, а скорость образования зародышей мала, при затвердевании формируется крупнокристаллическая структура. Небольшие степени переохлаждения достигаются при заливке жидкого металла в форму с низкой теплопроводностью (песчано-глинистая, шамотовая) или в подогретую металлическую форму. Увеличение переохлаждения происходит при заливке жидкого металла в холодные металлические формы, а также при уменьшении толщины стенок отливки. Поскольку при этом скорость образования зародышей увеличивается более интенсивно, чем скорость их роста, получаются более мелкие кристаллы.

Несамопроизвольная кристаллизация. В реальных условиях процессы кристаллизации и характер образующейся структуры в значительной мере зависят от имеющихся готовых центров кристаллизации. Такими центрами, как правило, являются тугоплавкие частицы неметаллических включений, оксидов, интерметаллических соединений, образуемых примесями. К началу кристаллизации центры находятся в жидком металле в виде твердых включений. При кристаллизации атомы металла откладываются на активированной поверхности примеси, как на готовом зародыше. Такая кристаллизация называется несамопроизвольной или гетерогенной. При несамопроизвольной кристаллизации роль зародышей могут играть и стенки формы.

Наличие готовых центров кристаллизации приводит к уменьшению размера кристаллов при затвердевании. Эффект измельчения структуры значительно увеличивается при соблюдении структурного размерного соответствия (расхождение в межатомных размерах не должно превышать 5-7%) примесной фазы с основным металлом, которое способствует сопряжению их кристаллических решеток. Например, примесь титана в алюминии образует тугоплавкие включения фазы ТiAl₃ с тетрагональной кристаллической решеткой, которая хорошо сопрягается с гранецентрированной решеткой алюминия по плоскости (001) (рис. 2.10), чем способствует значительному измельчению структуры.

Рис. 2.10 Схемы (1, 2) сопряжения кристаллических решеток Al и TiAl₃

В жидком металле могут присутствовать и растворенные примеси, которые также вызывают измельчение структуры. Адсорбируясь на поверхности зарождающихся кристаллов, они уменьшают поверхностное натяжение на границе раздела жидкость – твердая фаза и линейную скорость роста кристаллов. Из последней формулы следует, что это способствует уменьшению А_кр и появлению новых зародышей, способных к росту. Примеси, понижающие поверхностное натяжение, называют поверхностно-активными.

Измельчение структуры способствует улучшению механических свойств металла. На практике для измельчения структуры металлов и сплавов широко применяют технологическую операцию, называемую модифицированием. Она состоит во введении в жидкий сплав перед разливкой различных специальных добавок (модификаторов). В качестве модификаторов используют поверхностно-активные вещества (например, бор в стали, натрий в алюминии и его сплавах) и элементы, образующие тугоплавкие тонкодисперсные частицы (например, титан, цирконий в алюминии и его сплавах; алюминий, титан в стали) Модификаторы добавляют в сплавы в количествах от тысячных до десятых долей процента.

При повышении температуры жидкого металла примеси, играющие роль дополнительных центров кристаллизации, растворяются или дезактивируются, поэтому повышение температуры жидкого металла перед разливкой приводит к укрупнению зерна при кристаллизации. И, наоборот, подстуживание металла перед разливкой до температур, незначительно превышающих температуру плавления металла, способствует уменьшению размера зерна. Подстуживание эффективно при наличии примесей (или модификаторов), образующих фазы со структурным и размерным соответствием с основным металлом; в этом случае даже после значительных перегревов можно получить мелкое зерно, особенно если удлинить выдержку перед разливкой.

Размер и форма кристаллов литого металла. Кристаллизация развивается путем образования зародышевых центров и их последующего роста. Кристалл, выросший из одного зародыша, имеет одинаковую кристаллографическую ориентировку и называется кристаллитом, или зерном.

Чем больше скорость образования центров кристаллизации и меньше скорость их роста, тем меньше будут размеры кристаллов и, соответственно, больше их количество в данном закристаллизовавшемся объеме. Зависимость числа возникающих зерен (z) от величины параметров С.З. (n) и С.Р. (c) определяется формулой

z = K√ n/c

где К – коэффициент пропорциональности.

С увеличением степени переохлаждения растут оба параметра, но первый из них растет быстрее. Поэтому с увеличением степени переохлаждения количество зерен увеличивается, а их величина соответственно уменьшается.

Таким образом, величина кристаллов или зерен, получаемых при кристаллизации, зависит, в основном, от степени переохлаждения. Однако значительный вклад в измельчение зерен вносит число несамопроизвольно возникших центров, например в результате модифицирования, когда в расплав намеренно вводят вещества, на частицах которых легче образуются новые зародыши кристаллов данного металла.

Кристаллы, образующиеся при затвердевании, могут приобретать различную форму в зависимости от условий их роста. Они могут быть многогранниками, дендритами, игольчатыми, пластинчатыми и т.д. В многогранниках, которые образуются при малых степенях переохлаждения, и в условиях всестороннего питания жидким металлом обычно более развитыми являются грани, характеризующиеся простыми индексами, так как по этим граням выше плотность упаковки атомов, и поэтому их поверхностная свободная энергия минимальна. По мере увеличения числа и размеров растущих кристаллов неизбежно их столкновение, которое приводит к нарушению правильной формы многогранников. Размер тех или иных граней данного многогранника тем больше, чем меньше скорость их роста. Рост граней с простыми индексами происходит послойно, так что незавершенные слои движутся по поверхности грани. При росте многогранников из расплава их пересыщение у вершин и ребер оказывается выше, чем у других элементов поверхности кристаллов, и в результате вершины (ребра) являются ведущими источниками появления слоев роста. Поэтому в своем росте они обгоняют центральные участки плоских граней. В итоге таких плоских граней уже не наблюдается, и сам кристалл приобретает форму дендрита. Образованию таких дендритных кристаллов способствует присутствие примесей, поскольку разные грани по-разному захватывают их, причем содержание примесей зависит от скорости роста. Если примеси в процессе кристаллизации в основном не входят в состав кристалла, а скапливаются перед фронтом и лишь затем захватываются растущим кристаллом, то возникает так называемая зонная структура.

Появление дендритной формы кристаллов можно объяснить также тем, что вершины возникающего зародыша кристалла развиваются в различных кристаллографических направлениях, но отвечающих максимальной скорости роста. В итоге от вершин зародыша кристалла сначала образуются так называемые главные отростки (оси первого порядка), а затем уже на них под определенными углами появляются боковые ветви (оси второго порядка), а далее на них – ветви следующих более высоких порядков. Существенно, что кристаллографическая ориентация дендрита одинакова для всех его ветвей.

Ветви дендритов постепенно утолщаются, срастаются друг с другом и заполняют межосные пространства. В итоге образуется плотный кристалл неправильной формы, т.е. кристаллит или зерно. В зависимости от условий кристаллизации в разных участках кристаллизующегося объема оси разветвляются в различных направлениях неравномерно. В одних случаях дендриты могут состоять только из осей первого порядка, в других – образуются и оси более высоких порядков. Чем быстрее охлаждается расплав, т.е. чем больше степень переохлаждения, тем чаще идет ветвление, что сопровождается появлением на растущем кристалле большого количества поверхностных дефектов. Образование разветвленных дендритов при кристаллизации повышает ее скорость, но термодинамически такие кристаллы менее устойчивы, чем неразветвленные, так как имеют большой термодинамический потенциал. В образовавшемся таким образом зерне (кристаллите) вследствие заполнения его объема дендритное строение может быть выявлено только путем травления, так же как и границы между дендритами. Особенно хорошо выявляется строение дендритов в металле, содержащем примеси, так как межосные пространства и границы дендритов обогащены примесями. Хорошо выявляются дендриты в тех местах отливки или слитка, где не хватает металла для полного заполнения межосных пространств, т.е. для образования осей высоких порядков. Это поверхности усадочных раковин и поверхности отливок. Впервые механизм образования дендритных кристаллов был показан Д.К.Черновым. Известен самый крупный металлический кристалл-дендрит, извлеченный из усадочной раковины стотонного стального слитка, его длина 40 см. Этому дендриту присвоено имя Д.К. Чернова.

Структура слитка зависит от многих факторов: наличия примесей, температуры разливки, скорости охлаждения при кристаллизации, а также от состояния внутренней поверхности изложницы.

Строение слитка не является однородным, так как из-за изменения степени переохлаждения по его сечению изменяются условия кристаллизации (рис. 2.11).

Рис 2.11 Схема строения слитка

 

В слитке в общем случае отмечают три структурные зоны. В поверхностной зоне I, которая была в контакте со стенками изложницы, из-за высокой степени переохлаждения наблюдается большое число мелких равноосных кристаллитов-дендритов, так как здесь велика скорость  зарождения центров. Они ориентированы беспорядочно, поскольку растут перпендикулярно неровностям стенки изложницы. Рост этой зоны быстро прекращается, так как выделяющаяся скрытая теплота  повышает температуру жидкого металла в районе кристаллизации. При этом возникает направленный отвод тепла, перпендикулярный стенке изложницы. В направлении, обратном главному теплоотводу, к середине растут столбчатые кристаллы, образующие зону II. Это более крупные кристаллы, так как они возникли при значительно меньшей степени переохлаждения, когда С.З. была малой. Более активно растут те дендриты, у которых с направлением теплоотвода совпадает направление максимальной скорости роста. Если такие кристаллы растут плоской поверхности, то ориентировка продольной оси дендритов одинакова, что приводит к получению текстуры литья. Если столбчатые дендриты растут до столкновения, то получается транскристаллическая структура. Такую структуру имеют слитки очень чистых металлов, в стали она наблюдается достаточно редко. В месте контакта зон транскристаллизации возникают «плоскости слабины», т. е. Плоскости по которым кристаллы будут слабо связаны между собой. Поэтому при обработке давлением, особенно сплавов труднодеформированных, по этим местам возникают трещины. В пластичных металлах наличие «плоскостей слабины» не опасно, они легко деформируются.

Зона столбчатых кристаллов отличается высокой плотностью и в некоторых случаях, например, для высокопластичных металлов стараются расширить ее протяженность. Для этого увеличивают температуру нагрева жидкого металла и одновременно ускоряют теплоотвод (водоохлаждаемые изложницы).

Зона III называется зоной крупных равноосных кристаллов. Они возникают в условиях малых степеней переохлаждения, когда температура слитка практически выравнивается и отсутствует единый резко выраженный отвод тепла. В этой зоне обычно скапливаются примеси, газы включения, уменьшается плотность металла, поэтому его механические свойства в этой зоне понижены.

Самыми высокими механическими свойствами обладает металл в поверхностной зоне, где его структура наиболее мелкозернистая. Поэтому именно этот слой следует в максимальной степени сохранять при всех последующих обработках металла.

Наконец, при кристаллизации образуется усадочная раковина за счет уменьшения объема при кристаллизации (жидкий металл занимает объем больший, чем твердый). Обычно она окружена наиболее загрязненным и рыхлым металлом, в котором после затвердевания находятся микро- и макропоры, пузыри. Поэтому часть слитка с усадочной раковиной и рыхлым металлом отрезают.

Пластическая деформация металлов является эффективным методом воздействия на уровень их механических и физических свойств, что объясняется происходящими при этом значительными изменениями структурного состояния.

Известен ряд механизмов пластической деформации, но какой из них реализуется в данном конкретном случае, зависит от вида металла, особенностей его кристаллической структуры и температуры. Влияет также и способ деформации – вид деформированного и напряженного состояния.

Различают два основных механизма деформации – сдвиговый и диффузионный, наибольшая интенсивность развития каждого из которых определяется температурой ее осуществления.

Первый – сдвиговый механизм – функционирует в условиях так называемой холодной пластической деформации при температурах < 0,3 Т_пл, тогда как второй – преимущественно при температурах > 0,5Т_пл (это область горячей пластической деформации). В интервале температур (0,3 – 0,5) Т_пл, отвечающем так называемой теплой деформации, реализуется сдвиговый механизм, сопровождающийся развитием диффузионных процессов, заключающихся в перераспределении и частичной аннигиляции дефектов строения, возникших во время деформации. При температурах выше 0,5 Т_пл развиваются сдвиговый и диффузионный механизмы пластической деформации.

Механизм пластической деформации рассмотрим на примере деформации монокристалла. Пластическая деформация в монокристалле осуществляется путем сдвига одной его части относительно другой. Сдвиг вызывают касательные напряжения, когда их значение превышает критическое t_к.

Имеется две разновидности сдвига: скольжение и двойникование (рис.2.12). При скольжении одна часть кристалла смещается параллельно другой части вдоль плоскости, называемой плоскостью скольжения или сдвига (рис. 2.12,а). Скольжение – основной вид сдвига в металлах и сплавах. Деформация двойникованием представляет собой перестройку части кристалла в новое положение, зеркально симметричное к его недеформированной части (рис. 2.12, б). Плоскость зеркальной симметрии называют плоскостью двойникования. При двойниковании атомные плоскости кристалла сдвигаются параллельно плоскости двойникования на разные расстояния. Часть кристалла, в котором в результате двойникования произошла переориентация кристаллической решетки, называют двойником деформации. По сравнению со скольжением двойникование имеет второстепенное значение. Роль двойникования возрастает, когда скольжение затруднено. В металлах с ОЦК и ГЦК решетками двойникование наблюдается лишь при низких температурах или высоких скоростях деформирования. При нормальных условиях в металлах с ГПУ решеткой деформация развивается как двойникованием, так и скольжением.

 

 

 

 

 

Рис. 2.12 Схемы пластической деформации скольжения (а) и двойникования (б)

 

Механизм двойникования сложен и нами в данном курсе не рассматривается.

Деформация скольжением развивается по плоскостям и направлениям, на которых плотность атомов максимальна (рис. 2.13). Плоскость скольжения вместе с направлением, принадлежащим этой плоскости, образует систему скольжения. Число систем скольжения неодинаково в металлах с различным типом решеток. У металлов с ГЦК решеткой (Cu, Al, Ni и др.) скольжение идет по плоскостям {111} в направлениях <110>. Четыре плоскости скольжения и три направления скольжения в каждой из них образуют 12 эквивалентных систем скольжения.

В металлах с ОЦК решеткой скольжение развивается по плоскостям {110}, {112} и {123} в направлениях <111>, число систем скольжения – 48.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Рис. 2.13 Системы скольжения в металлах с ГЦК (а), ОЦК (б) и ГПУ (в) решетками; залитые плоскости наиболее легкого скольжения: 1 – плоскость (112); 2 – плоскость (123); 3 – плоскость базиса; 4 – пирамидальная рлоскость скольжения; 5 – призматическая плоскость скольжения

У металлов с ГПУ решеткой при с/а ≥1,633 (Mg, Zn) скольжение развивается по плоскости базиса, в которой находятся три эквивалентных направления. Эти металлы менее пластичны, чем металлы с ОЦК и ГЦК решетками. Число систем скольжения может увеличится, если уменьшаются критические напряжения сдвига в других плоскостях с менее плотной упаковкой атомов. Увеличение количества систем скольжения сопровождается повышением способности металла к пластической деформации. В частности, при с/а < 1,633 у циркония и титана скольжение идет по плоскостям базиса, пирамидальным и призматическим плоскостям, так  как близки значения критических напряжений сдвига в этих плоскостях. Поэтому эти металлы более пластичны, чем магний и цинк, у которых скольжение идет только по плоскостям базиса.

Элементарный акт сдвига – это смещение одной части кристалла относительно другой на одно межатомное расстояние (рис. 2.14). В идеальном кристалле, в котором нет дефектов структуры, в скольжении должны одновременно участвовать все атомы, находящиеся в плоскости сдвига. Для такого синхронного «жесткого» сдвига требуется, как показывают расчеты, критическое касательное напряжение  t_к = G/2π ≈ 0,16 G (G — модуль упругости сдвига). Эту величину t_к называют теоретической прочностью кристалла. В реальных кристаллах для сдвига на одно межатомное расстояние требуются напряжения около 10^{-4 G}, что в 1000 раз меньше теоретического значения. Низкая прочность реальных кристаллов обусловлена их структурным  несовершенством.

Пластическая деформация в реальных кристаллах осуществляется путем последовательного перемещения дислокаций (рис. 2.14).

Дислокация  легко движется в той плоскости, в которой находится дислокационная линия и ее вектор Бюргерса. Под действием касательного напряжения избыточная полуплоскость в верхней части кристалла соединяется в одну атомную плоскость с расположенной ниже частью соседней атомной плоскости.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

а                           б                              в                        г

Рис. 2.14 Схема перемещения краевой дислокации при скольжении

 

Оставшаяся ее часть становится новой полуплоскостью, которая заканчивается краевой дислокацией. Незначительного смещения небольшой группы атомов оказывается достаточно для перемещения дислокации на одно межатомное расстояние (рис. 12.4, а, б). При постоянно действующем напряжении дислокация как бы по эстафете передается от одной атомной плоскости к другой, последовательно вытесняя при этом каждый соседний «правильный» ряд атомов. Процесс повторяется до тех пор (рис. 12.4, в), пока дислокация не выйдет на поверхность кристалла и его верхняя часть сдвинется относительно нижней на одно межатомное расстояние (рис. 12.4, г). При этом на поверхности кристалла образуется ступенька величиной в вектор Бюргерса.

В плоскости скольжения обычно расположены десятки дислокаций. Их последовательное перемещение вдоль плоскости скольжения развивает процесс пластического течения. Высота ступеньки при этом увеличивается пропорционально числу дислокаций, выходящих на поверхность кристалла. Ступенька, видимая под микроскопом, называется линией скольжения. Деформация развивается неоднородно, линии скольжения располагаются на различном расстоянии друг от друга. Группы близко расположенных линий скольжения образуют полосы скольжения. Пластическая деформация монокристаллов развивается, в первую очередь, по той системе скольжения, где касательные напряжения раньше достигают критической величины. Начальную стадию называют стадией легкого скольжения; деформация монокристалла на этой стадии может достигать десятков процентов. С ростом деформации скольжение распространяется на другие системы, и возникает множественное скольжение. На этой стадии дислокации перемещаются в пересекающихся плоскостях, возрастает сопротивление их движению, и образуется сложная дислокационная структура.

Скольжение дислокаций не связано с диффузией, так как происходит без переноса массы. Этим объясняется сравнительная легкость такого передвижения дислокаций и при отрицательных температурах, когда скорость диффузии мала.

В процессе скольжения возникают новые дислокации, и их плотность повышается от 10⁸ до 10¹² см^-2(более высокую плотность получить нельзя из-за появления трещин и разрушения металла). Существует несколько механизмов образования новых дислокаций, важным из них является источник Франка-Рида (рис. 2.15). Под действием касательного напряжения закрепленная дислокация выгибается, пока не примет форму полуокружности. С этого момента изогнутая дислокация распространяется самопроизвольно в виде двух спиралей. При встрече спиралей возникают расширяющаяся дислокационная петля и отрезок дислокации. Отрезок занимает исходное положение, и генератор дислокаций готов к повторению цикла. Один источник Франка-Рида способен образовать сотни новых дислокаций.

 

 

 

 

 

Рис. 2.15 Последовательность образования (1-7) новой дислокации при действии источника Франка-Рида

В основе упрочнения металла при деформировании лежит прежде всего повышение плотности дислокаций.

Движению дислокаций мешают различные препятствия – границы зерен, межфазные поверхности, дислокации, пересекающие плоскость скольжения. Через некоторые препятствия дислокации проходят, но при более высоких напряжениях. Такими препятствиями являются, например, пересекающиеся с плоскостью скольжения дислокации. Границы зерен являются непреодолимыми препятствиями, перед ними дислокации скапливаются. Каждое скопление дислокаций создает поле напряжений, отталкивающее приближающуюся дислокацию. Чем больше дислокаций в скоплении, тем сильнее отталкивание и тем труднее деформируется металл. Когда плотность дислокаций в скоплении достигает определенного значения, в этом месте зарождается трещина.

При нагреве выше 0,3 Т_пл начинает действовать другой механизм перемещения дислокаций – переползание. Оно представляет собой диффузионное смещение дислокации в соседние плоскости решетки в результате присоединения вакансий (рис. 2.16). Вакансии присоединяются последовательно к краю избыточной полуплоскости, что равносильно перемещению края на один атомный ряд вверх. Вакансии «атакуют» дислокацию в разных местах и поэтому на ней появляются ступеньки. По мере присоединения вакансий дислокация на значительном участке своей длины смещается на десятки плоскостей решетки. В результате переползания ослабляется тормозящий эффект частиц второй фазы. Перемещающиеся дислокации далее сдвигаются путем скольжения под действием напряжения. При нагреве выше 0,3 Т_плвакансии весьма подвижны, а необходимое число вакансий создается пластической деформацией.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Рис. 2.16 Схема переползания дислокаций (а-в): 1 – перемещение атома на место вакансии; 2 – уход атома от дислокации; 3 – начало переползания дислокации; 4 – частица второй фазы, блокирующая скольжение дислокации; 5 – дислокация; 6 – новое положение дислокации после переползания; 7 – направление скольжения дислокации

 

Пластическая деформация поликристаллических металлов. Основная масса промышленных сплавов имеет поликристаллическую структуру. При деформировании поликристаллов отсутствует стадия легкого скольжения, деформация зерен начинается сразу по нескольким системам скольжения и сопровождается изгибами и поворотами плоскостей скольжения. Пока общая деформация мала, порядка 1%, зерна деформируются неоднородно в силу их разной ориентации по отношению к приложенным нагрузкам. С ростом деформации различия между зернами уменьшаются и изменяется микроструктура; зерна постепенно вытягиваются в направлении пластического течения (рис. 2.17, в). Внутри зерен повышается плотность дефектов. При значительных деформациях образуется волокнистая структура, где границы зерен различаются с трудом (рис. 2.17, г).

Рис. 2.17 Изменение микроструктуры поликристаллического металла при деформации: а — 0%, б — 1%, в – 40%, г – 80-90%

 

При значительной деформации в металле появляется кристаллографическая ориентация зерен, которая называется текстурой деформации. Текстура деформации – это результат одновременного деформирования зерен по нескольким системам скольжения. Она зависит от вида деформирования, кристаллической структуры металла, наличия примесей и условий деформирования.

При волочении или экструзии возникают так называемые аксиальные текстуры, когда определенное кристаллографическое направление оказывается параллельным оси проволоки или прутка для большинства зерен (рис 2.18).

 

Рис. 2.18 Текстуры прокатные (а) и волочения (б): 1-1 – направления прокатки;

2-2 – ось тестуры; 3-3 – направление волочения

 

Текстура деформации делает металл анизотропным.

Как было установлено электронно-микроскопическими исследованиями, в наклепанных металлах появляется ячеистая тонкая структура (рис. 2.19). Ячейки диаметром 0,25-3мкм представляют собой свободные от дислокаций участки; границы ячеек – это сложные переплетенные стенки дислокаций. Между собой ячейки разориентированы. У разных сплавов, естественно, имеются различия, которые зависят от химического состава сплавов, степени деформации.

Рис. 2.19 Ячеистая структура наклепанной аустенитной стали 12Х18Н10Т после 60%-ной деформации

 

Деформирование двухфазных сплавов. Такое деформирование оказывается более сложным. Каждая фаза имеет свои системы скольжения и свои критические напряжения сдвига. Сохранение неразрывности вдоль поверхности раздела фаз при деформировании усложняет пластическое течение. У двухфазных сплавов характеристики прочности выше, а пластичности ниже по сравнению с однофазными. При равных условиях в двухфазных сплавах образуются более сложные текстуры деформации. Процесс деформирования двухфазных сплавов зависит не только от свойств второй фазы и ее содержания в сплаве, но и от характера распределения этой фазы в структуре. Если хрупкая вторая фаза располагается в виде непрерывной сетки по границам зерен, то сплав окажется хрупким. Если такое же количество второй фазы разместится в виде отдельных зерен в пластичной матрице – основе сплава, то сплав сохранит пластичность, а присутствие второй фазы проявиться в упрочнении.

Особо важное значение имеет двухфазная структура, когда мелкие включения второй фазы равномерно расположены в пластичной матрице. Такой тип структуры получают термической обработкой, методами порошковой металлургии или иными способами. Когда движущаяся дислокация встречает на своем пути непроницаемые для нее включения, то она через них проходит, оставляя каждый раз дислокационные петли вокруг включений (рис 2.20). Чем больше накопилось петель, тем больше упрочнение. Если число частиц растет т расстояние между ними уменьшается, то повышается сопротивление сдвигу.

Рис. 2.20 Схемы перемещения дислокаций в двухфазном сплаве при перерезании частиц второй фазы (а), при образовании дислокационных петель (б): А-А – плоскость движения дислокаций; 1-5 последовательные стадии перемещения дислокаций

Свойства пластически деформированных металлов. В результате холодного пластического деформирования металл упрочняется, изменяются его физические свойства. Наклепанный металл запасает 5-10% энергии, затраченной на деформирование. Запасенная энергия тратится на образование дефектов решетки (плотность дислокаций возрастает до 10⁹-10¹² см^-2) и на упругие искажения решетки. Свойства наклепанного металла изменяются тем сильнее, чем больше степень деформации.

При деформировании увеличиваются прочностные характеристики (твердость, σ_В, σ_0,2, σ_упр) и понижаются пластичность и вязкость (δ, ψ, КСU). Металлы интенсивно наклепываются в начальной стадии, затем при возрастании деформации механические свойства изменяются незначительно (рис. 2.21). С увеличением степени деформации предел текучести растет быстрее временного сопротивления. Обе характеристики у сильно наклепанных металлов сравниваются, а удлинение становится равным нулю. Такое состояние наклепанного металла является предельным; при попытке продолжить деформирование металл разрушается. Путем наклепа твердость и временное сопротивление удается повысить в 1,5-3 раза, а предел текучести в 3-7 раз. Металлы с ГЦК решеткой упрочняются сильнее металлов с ОЦК решеткой. Среди сплавов с ГЦК решеткой сильнее упрочняются те, у которых энергия дефектов упаковки минимальна (например, интенсивно наклепываются аустенитная сталь, никель, а алюминий упрочняется незначительно).

Рис. 2.21 Зависимость механических свойств от степени деформации

 

С ростом степени деформации возрастают удельное электрическое сопротивление, коэрцитивная сила, понижаются магнитная проницаемость, остаточная индукция и плотность металла.

Из-за неоднородности деформации в объеме металла различны изменения плотности, что служит причиной появления остаточных напряжений – как растягивающих, так и сжимающих.

Наклепанные металлы легче корродируют и склонны к коррозионному растрескиванию.

Образование текстуры деформации вызывает анизотропию свойств.

Несмотря на снижение пластичности, наклеп широко используют для повышения прочности деталей, изготовленных методами холодной обработки давлением.

Снижение пластичности при наклепе улучшает обрабатываемость резанием вязких и пластичных материалов (латуней, сплавов алюминия и др.).

Возврат и рекристаллизация. Неравновесная структура, созданная холодной деформацией, у большинства металлов устойчива при температуре 25^оС. Переход металла в более стабильное состояние происходит при нагреве. При повышении температуры ускоряется перемещение точечных дефектов и создаются условия для перераспределения дислокаций и уменьшения их количества.

Процессы, происходящие при нагреве, подразделяются на две основные стадии: возврат и рекристаллизацию; обе стадии сопровождаются выделением теплоты и уменьшением свободной энергии. Возврат происходит при относительно низких температурах (ниже 0,3 Т_пл), рекристаллизация – при более высоких.

Возвратом называют все изменения тонкой структуры и свойств, которые не сопровождаются изменениями микроструктуры деформированного металла, т.е. размер и форма зерен при возврате не изменяются.

Рекристаллизацией называют зарождение и рост новых зерен с меньшим количеством дефектов строения; в результате рекристаллизации образуются совершенно новые, чаще всего равноосные кристаллы.

Возврат, в свою очередь, подразделяют на две стадии: отдых и полигонизацию. Отдых при нагреве деформированных металлов происходит всегда, а полигонизация развивается лишь при определенных условиях.

Отдыхом холоднодеформированного металла называют стадию возврата, при которой уменьшается количество точечных дефектов, в основном вакансий; в ряде металлов, таких, как алюминий и железо, отдых включает также переползание дислокаций, которое сопровождается взаимодействием дислокаций разных знаков и приводит к заметному уменьшению их плотности. Перераспределение дислокаций сопровождается также уменьшением остаточных напряжений. Отдых уменьшает удельное электрическое сопротивление и повышает плотность металла.

В общем, твердость и прочность максимально уменьшаются на 10-15% первоначальных значений и соответственно увеличивается пластичность. После отдыха повышается сопротивление коррозионному растрескиванию.

Полигонизацией называют стадию возврата, при которой в пределах каждого кристалла образуются новые малоугловые границы. Границы возника-ют путем скольжения и переползация дислокаций; в результате кристалл разделяется на субзерна-полигоны, свободные от дислокаций (рис. 5.11).

Рис. 2.22 Схема полигонизации: а, б – наклепанный металл до и после полигонизации соответственно

Полигонизация в металлах технической чистоты и в сплавах-твердых растворах – наблюдается только после небольших степеней деформаций и не у всех металлов. Так, этот процесс редко развивается в меди и ее сплавах и хорошо выражен в алюминии, железе, молибдене и их сплавах. Полигонизация холоднодеформированного металла обычно приводит к уменьшению твердости и характеристик прочности. Блочная структура, возникшая благодаря полигонизации, весьма устойчива и сохраняется почти до температуры плавления. После формирования блочной структуры рекристаллизация не наступает, полигонизация и рекристаллизация оказываются конкурентами.

Пластически деформированные металлы могут рекристаллизоваться  лишь после деформации, степень которой превышает определенное критическое значение, которое называется критической степенью деформации. Если степень деформации меньше критической, то зарождение новых зерен при нагреве не происходит. Критическая степень деформации невелика (21-8%); для алюминия она близка к 2%, для железа и меди – к 5%.

Существует также температура рекристаллизации; это наименьшая температура нагрева, обеспечивающая возможность зарождения новых зерен. Температура рекристаллизации составляет некоторую долю от температуры плавления металла: Т_рекр =  α Т_пл

Значение коэффициента α зависит от чистоты металла и степени пластической деформации. Для металлов технической чистоты α = 0,3-0,4 и понижается с увеличением деформации. Уменьшение количества примесей может понизить α до 0,1-0,2. Для твердых растворов α = 0,5-0,6, а при растворении тугоплавких металлов может достигать 0,7-0,8. Для алюминия, меди и железа технической чистоты температурный порог рекристаллизации равен соответственно 100, 270 и 450^оС.

Зарождение новых зерен при рекристаллизации происходит в участках с наибольшей плотностью дислокаций, обычно на границах деформированных зерен. Чем выше степень пластической деформации, тем больше возникает центров рекристаллизации. Они представляют собой субмикроскопические области с минимальным количеством точечных и линейных дефектов строения. Эти области возникают путем перераспределения и частичного уничтожения дислокаций; при этом между центром рекристаллизации и деформированной основой появляется большеугловая граница.

С течением времени образовавшиеся центры новых зерен увеличиваются в размерах вследствие перехода атомов от деформированного окружения к более совершенной решетке; при этом большеугловые границы новых зерен перемещаются вглубь наклепанного металла.

Рассмотренная стадия рекристаллизации называется первичной рекристаллизацией или рекристаллизацией обработки. Первичная рекристаллизация заканчивается при полном замещении новыми зернами всего объема деформированного металла (рис. 2.23).

 

Рис. 2.23 Схема изменения микроструктуры наклепанного металла при нагреве: а – наклепанный металл; б- начало первичной кристаллизации; в – завершение первичной рекристаллизации: г, д – стадии собирательной рекристаллизации

 

По завершении первичной рекристаллизации происходит рост образовавшихся зерен при увеличении выдержки или температуры; эта стадия рекристаллизации называется собирательной рекристаллизацией. Этот процесс самопроизвольно развивается при достаточно высоких температурах в связи с тем, что укрупнение зерен приводит к уменьшению свободной энергии металла из-за уменьшения поверхностной энергии (чем крупнее кристаллы, тем меньше суммарная поверхность границ).

Рост зерен происходит в результате перехода атомов от одного зерна к соседнему через границу раздела; одни зерна при этом постепенно уменьшаются в размерах и затем исчезают, а другие становятся более крупными, поглощая соседние зерна. С повышением температуры рост зерен ускоряется. Чем выше температура нагрева, тем более крупными окажутся рекристаллизованные зерна.

Первичная рекристаллизация полностью снимает наклеп, созданный при пластической деформации; металл проиобретает равновесную структуру с минимальным количеством дефектов кристаллического строения. Свойства металла после рекристаллизации близки к свойствам отожженного металла (рис. 2.24).

Рис. 2.24 Схема изменения твердости (а) и пластичности (б) наклепанного металла при нагреве: I – возврат; II – первичная рекристаллизация; III – рост зерна

 

Деформирование металлов подразделяют на холодное и горячее в зависимости от температуры. Холодное деформирование проводят ниже температуры рекристаллизации, металл наклепывается и сохраняет наклеп. Горячее деформирование проводят выше температуры рекристаллизации, когда получаемый наклеп снимается одновременно протекающей рекристаллизацией. Если рекристаллизация не устраняет наклеп, то он сохраняется частично или полностью. Это достигается при особых условиях обработки и охлаждения металла. Например, горячее деформирование с высокими скоростями и большими деформациями с дальнейшим быстрым охлаждением металла ниже температуры рекристаллизации сохраняет наклеп.

Пластичность и вязкость металлов и сплавов зависят от размера зерен. С уменьшением размера зерен вязкость улучшается. Размер зерен, образующихся в результате рекристаллизации, зависит  в основном от степени пластической деформации и от температуры, при которой происходила рекристаллизация. Увеличение выдержки при нагреве способствует росту зерен, но эффект значительно меньше, чем при повышении температуры нагрева. Зависимость размера зерен от степени деформации и температуры обычно демонстрируют при помощи диаграмм рекристаллизации (рис. 2.25).

Рис. 2.25 Зависимость размера зерна D рекристаллизованного металла от деформации (а) и диаграмма рекристаллизации технически чистого железа (б); D₀ – размер исходного зерна

 

Для конструкционных материалов общего назначения анизотропия свойств нежелательна. Рекристаллизованные сплавы, как правило, однородны по свойствам и анизотропии не обнаруживают. Однако при известных условиях в рекристаллизованном металле появляется предпочтительная ориентация зерен, которую называют текстурой рекристаллизации. Ее вид зависит от химического состава сплава, характера деформирования, природы и количества примесей, технологических факторов. Образование текстуры рекристаллизации имеет практическое значение для сплавов с особыми физическими свойствами, когда требуется улучшить то или иное свойство в определенном направлении изделия. Например, в листах трансформаторной стали образование текстуры дает возможность уменьшить потери на перемагничивание по определенным направлениям листа.

Рекристаллизация многофазных сплавов представляет более сложный процесс, в котором на зарождение и рост новых рекристаллизованных зерен сказываются различные свойства каждой фазы, характер структуры и объемные соотношения между фазами. Особое значение имеет размер частиц второй фазы и среднее расстояние между частицами. Чем ближе друг к другу расположены частицы второй фазы, тем труднее перемещаться границе нового зерна и тем сильнее тормозится рекристаллизация. Это проявляется в повышении температуры рекристаллизации и увеличении времени для завершения первичной рекристаллизации многофазного сплава по сравнению с однофазным сплавом – твердым раствором аналогичного химического состава. Близость частиц второй фазы обеспечивается при достаточно высоком их содержании в сплаве. Когда частиц мало и они далеко друг от друга, их роль рекристаллизации незначительна. Мелкие частицы размерами приблизительно 0,1 мкм и меньше тормозят рекристаллизацию (рис. 2.26). В последнем случае сказывается влияние межфазной границы, на которой преимущественно зарождаются новые зерна.

Тормозящее влияние дисперсных частиц второй фазы на рекристаллизацию успешно используется в промышленных сплавах для увеличения предельных рабочих температур.

Рис. 2.26 Зависисмость температуры рекристаллизации двухфазного сплава от размера частиц второй фазы и расстояния между ними: I-I температура рекристаллизации однофазного сплава без частиц второй фазы; 1 – торможение рекристаллизации; 2 – ускорение рекристаллизации

 

Сверхпластичное состояние металла проявляется при горячем деформировании материалов с ультрамелким зерном (0,5-10 мкм). При низких скоростях деформирования (10^—5-10^-1 с^-1) металл течет равномерно, не упроч-няясь, относительные удлинения достигают 10²-10³%.

Огромные деформации в сверхпластичном состоянии складываются из зернограничного скольжения, дополненного направленным (под действием напряжений) диффузионным переносом атомов и обычным скольжением внутри зерен. Для того чтобы реализовать сверхпластичное состояние, требует-ся не только получить ультрамелкие зерна, но и сохранить эту структуру в течение всего периода деформирования при температуре выше 0,5 Т_пл (порядка десятков минут). В однофазных сплавах зерна твердого раствора успевают вырасти за это время так, что сверхпластичность теряется. Промышленные сверхпластичные сплавы имеют двухфазную структуру (лучшее сочетание объемов обеих фаз 1:1; при этом максимальна поверхность межфазных границ) и поэтому сохраняют исходную мелкозернистость в течение всего срока изготовления изделий. К числу таких сплавов принадлежат различные эвтектические и эвтектоидные смеси, двухфазные сплавы титана и т.п.

Сверхпластичное состояние используют на практике для производства изделий весьма сложной формы при помощи пневматического формования листов или объемного прессования. Несмотря на медленность самого процесса формования и сравнительно высокие рабочие температуры, процесс выгоден, а в ряде случаев является единственным способом получения изделий, когда металл нужно без разрушения деформировать на 200-300% и выше.

Рекомендуемая литература:

1.[2] стр. 13-22.

2.[3] стр. 14-23, 24-36.

3.[6] стр. 27-93.

 

Контрольные задания для СРС по теме 2 [1, 2, 3, 6]

1. Электронное строение лантаноидов и актиноидов

2. Резонансная связь

3. Плавление твердых веществ

4. Упругая деформация металлов

5. Магнитное превращение в металлах

 

Тема 3 Структура твердых растворов (1час)

 

План лекции

1. Понятие «фаза». Типы твердых растворов.

2. Растворимость в твердом состоянии. Факторы, определяющие растворимость в твердом состоянии (Правила Юм-Розери для первичных твердых растворов). Значение электронной концентрации. Предел растворимости в твердом состоянии. Роль атомных размеров при образовании твердых растворов. Упорядочение в твердых растворах.

 

Фазой называется однородная обособленная часть системы (металла или сплава), имеющая одинаковый состав, строение и свойства, отделенная от дру-гих частей системы поверхностью раздела.

В зависимости от физико-химических взаимодействий между атомами компонентов в сплавах образуются твердые растворы или промежуточные соединения.

Твердые растворы – это фазы, содержание компонентов в которых может изменяться без нарушения типа кристаллической решетки основного компонента. В зависимости от способа размещения атомов в кристаллической решетке различают следующие типы твердых растворов – замещения, внедрения и вычитания.

Твердые растворы замещения. Такие растворы образуются в результате замены в кристаллической решетке части атомов одного компонента – растворителя на атомы другого (или других компонентов) без изменения типа этой решетки. В качестве компонентов, образующих твердый раствор замещения, могут быть чистые металлы или промежуточные фазы (в том числе химические соединения) (рис. 3.1).

Если твердые растворы на основе чистых металлов могут быть в широком интервале их концентраций, то твердые растворы на основе промежуточных фаз чаще всего существуют в сравнительно небольшом интервале концентраций, который оказывается часто совсем незначительным, особенно если в этих фазах имеются ионные связи.

Рис. 3.1 Схемы расположения атомов в твердых растворах в плоскости (100) ГЦК решетки: а – металл-растворитель; б- твердый раствор замещения с  неупорядоченным расположением атомов; в – твердый раствор замещения между химическими соединениями(Ti, V) C; г – твердый раствор внедрения с неупорядоченным расположением атомов (аустенит); д – твердый раствор вычитания (вюстит FeO)

 

Твердые растворы замещения – это макроскопически однородные фазы, в которых атомы компонентов в любом объеме распределены статистически одинаково, хотя в атомном масштабе эта однородность распределения может быть нарушена в результате появления отдельных скоплений (кластеров) из атомов компонентов (рис 3.2).

Рис. 3.2. Схематическое изображение атомов:а – скопление атомов одно-го компонента, т.е. кластеров; б – исходный статистически неупорядоченный твердый раствор замещения

 

Твердые растворы замещения могут быть непрерывными, что наблю-дается при полной взаимной растворимости металлов, а в случае ограниченной растворимости – граничными. Непрерывные твердые растворы образуются в случае, когда:

1. Металлы или полиморфные модификации имеют кристаллическую решетку одного и того же типа.

2. Атомные радиусы металлов или периоды их кристаллической решетки различаются не более чем на 10-15%. При этом чем выше модуль упругости основного металла, тем меньшим должно быть это различие, так как чем больше различие в размерах атомов, тем больше будет величина искажений в решетке, а это ведет к ее нестабильности и к возможности образования новой решетки и соответственно к нарушению непрерывной растворимости.

3. Металлы принадлежат к одной и той же группе (подгруппе) или к смежным (родственным) группам периодической системы, что определяет их близкую электроотрицательность (сродство к электрону). Если же металлы принадлежат к разным группам периодической системы, то взаимодействие между атомами может привести к возникновению промежуточных фаз или к образованию смеси двух граничных твердых растворов: на основе одного и на основе другого металла, что зависит от знака энергии смещения ( ∆ U = U_AB – ½ (U_AA + U_BB), где U_AB – потенциальная энергия двух разноименных атомов, U_AА и U_ВB – соответственно одноименных атомов). Если энергия смещения (∆ U) отрицательна, то взаимодействие разнородных атомов сильнее, чем однородных, и тогда образуются промежуточные фазы. Если же энергия смещения положительная, то будет наблюдаться смесь кристаллов обоих компонентов или твердых растворов на их основе.

Выполнение указанных условий для образования непрерывных твердых растворов является необходимым, но не достаточным, о чем свидетельствуют данные об образовании твердых растворов в реальных металлических системах. Поэтому эти условия часто дополняют, указывая также необходимость учета температуры плавления компонентов, их упругих констант и т. д. Это справедливо и для ограниченной растворимости – чем меньше различие в размерах атомов и электрохимических свойствах, тем больше величина этой растворимости.

Образование твердых растворов замещения ведет к существенному изменению свойств по сравнению со свойствами исходных компонентов. Как правило, при этом наблюдается рост твердости и прочности, часто при некотором снижении свойств пластичности (однако известны случаи, когда при этом пластичность возрастает, как, например, в α- фазе сплавов Cu–Zn). Кроме того, сильно возрастает удельное электрическое сопротивление, снижается его температурный коэффициент и изменяются многие другие физические свойства.

В твердых растворах замещения в ряде случаев образуется упорядоченное расположение атомов, которое можно представить как расположение атомов одного типа в одной решетке, а атомов другого типа в другой. Это изменение в расположении атомов – переход от неупорядоченного состояния к упорядоченному – явление, установленное впервые Н.С. Курнаковым, С.Ф. Жемчужным и А.М. Заседателевым в 1914 г. на сплавах Cu–Au. На рис. 3.3 представлены упорядоченные структуры фаз Cu₃Au и CuAu в двух формах – CuAu I и CuAu II. Состояние упорядочения наблюдается после отжига при температурах ниже некоторой критической – называемой точкой Курнакова (Т_К). Для характеристики этого состояния используют понятие степени дальнего порядка (σ):

σ = ( Р_А – С_А ) / ( С – С_А),

где Р_А – вероятность размещения атомов А в своей подрешетке; С_А – атомная концентрация атомов А. При Р_А = 1 величина σ равна 1 – это предельно высокая степень дальнего порядка. При Р_А = С_А, т. е. Когда вероятность нахождения атомов А в своей подрешетке равна его атомной концентрации, то σ = 0. Таким образом, степень дальнего порядка может изменяться от 0 до 1. Для σ = 1 надо, чтобы в составе сплава количество атомов А и В должно быть равным числу узлов соответствующих подрешеток. В этом случае узлы обеих подрешеток будут заняты в одной подрешетке атомами А, а в другой – атомами В. Эта ситуация отвечает стехиометрическому составу сплава. Если же не будет выдержано указанное условие о составе сплава, то тогда часть атомов А и В окажется в чужой решетке, и таким образом сплав оказывается концентрационно неупорядоченным. Как указывалось ранее, степень упорядочения зависит от температуры. При температуре нагрева, равной Т_К, происходит превращение порядок ↔ беспорядок. Это превращение может происходить по типу превращений I или II рода по классификации Л.Д. Ландау.

в

Рис. 3.3 Кристаллические структуры упорядоченных твердых растворов в сплавах системы Cu – Au: а – структура Cu₃Au ; б – структура Cu–Au (I); в – структура Cu–Au (II); сплошные линии – ребра гранецентрированных тетрагональных ячеек; пунктирные – ребра объемноцентрированной тетрагональной ячейки

 

В превращении I рода степень дальнего порядка при Т = Т_К скачкообразно снижается до нуля, а в превращении II рода – снижается постепенно, но так же до нуля при Т = Т_К (рис. 3.4).

Рис. 3.4 Изменение степени дальнего порядка (превращения порядок ↔ беспорядок) с повышением температуры: а – I рода; б – II рода

Превращение I рода иллюстрирует диаграмма на рис. 3.5, которая показывает, что в данном случае изменение фазовых областей соответствует правилу фаз.

Рис. 3.5 Превращения порядок ↔ беспорядок в сплавах по типу I (а) и II (б) ( γ-неупорядоченный; γ′-упорядоченный твердый раствор)

При охлаждении от высоких температур, когда сплав является неупорядоченным в момент достижения Т_к, в нем возникают зародыши, отвечающие упорядоченному состоянию. При дальнейшем снижении температуры они растут, поглощая неупорядоченную матрицу. Для упорядоченных структур замещения на основе решетки ГЦК, образующихся по типу фазовых переходов I рода, известно пять их типов (А₁ – А₅), а на основе решетки ОЦК четыре их типа (А₁ – А₄) ( рис. 3.6, а, б).

б

Рис. 3.6 Структуры упорядоченных твердых растворов замещения на основе ГЦК (а) и ОЦК (б) решетки

 

В случае фазового превращения по типу II рода (рис. 3.6, б) при охлаж-дении от температуры Т_к растет степень упорядочения во всем объеме сплава. Здесь нет изменений, отвечающих образованию зародышей. Подобные упоря-доченные фазы могут возникать в решетках со структурой типа CuPt и CuPt₇ на базе ГЦК решетки и структуры типа CsCl и FeZn₇ на базе решетки ОЦК.

Как правило, при переходе в упорядоченное состояние растет твердость сплавов, снижается пластичность и резко изменяются многие физические свойства.

При температурах Т_к в упорядочивающихся сплавах, когда σ = 0, а в неупорядочивающихся и при низких температурах наблюдается так называемый ближний порядок: атом одного компонента (А) преимущественно окружен атомами другого (В). Это означает образование парных связей типа АВ. Степень ближнего порядка определяется соотношением

α = 1 – [ ( n_ABⁱ ) / (Z_iC_Bⁱ)],

где n_AB – число атомов В, окружающих атомы А в i -координатной сфере; Z_iC_B – среднее число атомов В в i – координатной сфере. Если α < 0, то это означает, что n_ABⁱ > Z_iC_Bⁱ , т. е. Число соседних чужеродных атомов больше, чем однородных. Если n_ABⁱ < Z_iC_Bⁱ (т. е. α > 0), то будет обратное положение, которое называют ближним расслоением. Таким образом, а равно нулю; это могло бы быть, если бы атомы А и В были бы идентичны.

Известен ряд видов ближнего порядка – жидкоподобный, микродоменный и локальный дальний (или К –состояние). Образование ближнего порядка проявляется в росте упрочнения сплавов и в изменении физических свойств.

Твердые растворы внедрения. Эти твердые растворы образуются на основе металлов с такими неметаллами, как углерод, азот, водород, бор и др. При этом атомы неметалла занимают окта- и тетраэдрические поры в решетке металла (рис. 3.7 и 3.8). Образование подобных твердых растворов возможно в том случае, когда атомы неметаллов имеют существенно меньшие размеры, чем атомы металла. Подобные твердые растворы не могут быть непрерывными, поскольку не может быть непрерывного перехода от атомов металла к неметаллу. Концентрация неметалла в таких фазах обычно незначительная, но может быть в отдельных случаях достаточно высокой, как, например, в твердых растворах Се – Н, когда атомная концентрация водорода достигает 75%.

Рис. 3.7 Структура упорядоченных твердых растворов внедрения на основе решетки ГЦК

Рис. 3.8 Структура упорядоченных твердых растворов внедрения на основе решетки ОЦК

 

Твердые растворы внедрения могут быть упорядоченными, когда атомы внедрены лишь в определенные и закономерно расположенные поры в решетке металла. Известно большое число таких упорядоченных твердых растворов внедрения (рис. 3.9), из которых наибольший интерес представляет структура мартенсита, в котором атомы углерода закономерно расположены в октаэдрических порах решетки α-Fe. Известно пять типов упорядоченных твердых растворов внедрения на базе металлической ГЦК решетки и четыре типа на основе металлической ОЦК решетки (рис. 3.9).

Твердые растворы вычитания. Эти твердые растворы образуются на основе некоторых промежуточных фаз и химических соединений и характеризуются дефектной решеткой, т. е. решеткой со свободными (или с незанятыми) узлами, которые должны были принадлежать атомам одного из компонентов. Эти свободные узлы могут возникать независимо от того, являются ли эти элементы металлами или один из них металл, а другой – неметалл.

Одним из наиболее известных примеров твердых растворов вычитания является фаза FeO (или вюстит). В ее структуре те узлы, которые должны быть заняты атомами железа, частично свободны, тогда как часть других узлов, принадлежащих атомам кислорода, — занята атомами железа. Появление такой структуры на поверхности железа при воздействии кислорода облегчает диффузионную подвижность атомов железа и приводит к их перемещению к поверхности, создавая новые слои фазы FeO, и таким образом интенсифицируется дальнейшее окисление.

Рис. 3.9 Возможные позиции внедренных атомов в твердых растворах внедрения: а,б – тетра- и октаэдрические поры в решетке ГЦК; в,г – то же, в решетке ГПУ; д,е – то же, в решетке ОЦК

 

Рекомендуемая литература:

1.[2] стр.24-27.

2.[6] стр.95-99.

3.[10] стр.118-120.

 

Контрольные задания для СРС по теме 3 [2, 4, 6, 10]

1. Роль атомных размеров при образовании твердых растворов.

2. Изобразить схему элементарной ячейки твердого раствора замеще-ния и внедрения, если тип решетки растворителя — ОЦК.

3. Влияние температуры на упорядочение в твердых растворах.

 

Тема 4 Структура интерметаллических соединений (1час)

 

План лекции

1. Интерметаллические фазы и факторы, определяющие их структуру. Валентные соединения. Электронные соединения.

2. Сверхпроводящие материалы.

3. Магнитные структуры.

Промежуточные фазы. В сплавах помимо твердых растворов возникают различные промежуточные фазы или так называемые металлические соединения, отличающиеся иной кристаллической решеткой, чем исходные компоненты, образующие эти фазы. Обычно промежуточные фазы имеют определенную область гомогенности, т.е. существуют в интервалах концентраций – либо в достаточно широких пределах в одних системах или в весьма узких в других до одной определенной концентрации, часто соответствующей стехиометрическому соотношению. Последнее чаще всего наблюдается в сплавах, когда между атомами компонентов в промежуточной фазе действуют ионные или ковалентные связи и точно удовлетворяется правило химической валентности.

Образование промежуточных фаз наблюдается часто в тех составах сплавов, где не реализуются условия, необходимые для появления непрерывных твердых растворов.

Среди так называемых промежуточных фаз отмечают фазы Юм – Розери, или электронные фазы, фазы внедрения, σ- фазы, фазы Лавеса, фазы постоянного состава и др.

К электронным фазам относится большое число интерметаллических соединений как правило, отличающихся тем, что они на соответствующих диаграммах состояния, занимают достаточно широкий интервал концентраций. Эти фазы образуются между металлами двух классов (табл. 4.1). К первому классу относятся металлы IВ подгруппы периодической системы и частично IА подгруппы, а также переходные металлы в том числе и редкоземельные – лантаноиды. Ко второму классу относятся металлы, II – V групп периодической системы. В табл. 4.1 также указано число электронов, которое вносит в фазу Юм–Розери каждый металл, что позволяет рассчитать их число, приходящееся на один атом (е/а – отношение числа валентных электронов к числу атомов). Это число называют электронной концентрацией. Средние значения электронной концентрации в электронных фазах, равные в среднем 3/2, 21/13, 7/4, отвечают определенным типам кристаллических структур. Известны три типа структур: β, γ и ε. Фазы β и γ могут быть в разупорядоченном и в упорядоченном состояниях, обозначаемых соответственно β́́́́́΄ и γ΄, но упорядоченное состояние наблюдается лишь при относительно пониженных температурах и в более узкой области концентрации, чем неупорядоченные. Для β-фаз, имеющих кубическую симметрию, характерны три типа кристаллических структур: ОЦК, типа γ-латуни (52 атома на ячейку) и типа β-Mn (20 атомов на ячейку). При охлаждении β-фаз с разной структурой от высоких температур может наблюдаться либо их переход в упорядоченное состояние β → β′ в сплавах одних систем, либо эвтектоидный распад в других системах. Следует отметить, что при изменении состава некоторых β-фаз, когда возрастает концентрация элемента с более высоким отношением числа электронов на атом, электронная концентрация в этой фазе оказывается больше 3/2, а это создает ее неустойчивость и в результате образуются структуры вычитания, в которых, как и в твердых растворах вычитания, имеются незанятые узлы.

Структура электронных γ-фаз (иногда их обозначают как ξ-фазы), отвечающих средней электронной концентрации 21/13, соответствует α-Mn (52 атома на ячейку), а структура ε-фаз с электронной концентрацией 7/4 отличается гексагональной симметрией. Следует заметить, что ε-фазы наблюдаются только в неупорядоченном состоянии.

Таблица 4.1

Разделение металлов на два класса по числу их валентных электронов, определенных в сплавах

Металлы I класса					Металлы II класса
Mn	Fe	Co Rh	Ni Pd Pt	Cu Ag Zn Cd Hg	Be Mg Cd	Al	Si Ge Sn	As Sb Bi
Переходные металлы VIIIB-подгруппы				Металлы IB и IIB	Металлы пдгруппы:
					IIA	IIIA	IVA	VA
Число электронов, которое вносит каждый металл в фазы типа Юм-Розери
0	0	0	0	1	2	3	4	5

В табл. 4.2 приведены составы и типы некоторых электронных фаз.

Таблица 4.2

Кристаллическая структура электронных соединений и средняя для них электронная концентрация

e : n = 3: 2 (β)			e : n = 21: 13 (γ)	e : n = 7: 4 (ε)
ОЦК	Сложная кубическая	ГП	Структура типа α-Mn	ГП
CuBe CuZn Cu3Al Cu3Ga2 Cu3Zn Cu5Si Cu5Sn FeAl NiAl AuZn AgMg	CuSi AgHg Ag3Al Au3Al CoZn3	Cu2Ga Cu5Ge AgZn AgCd Ag3Al Ag3Ga Ag3In	Cu5Zn8 Cu5Cd8 Cu5Hg8 Cu9Al4 Cu9Ga4 Cu9In4 !!! Cu31Si8 NiBe21 Fe5Zn21	CuZn3 CuCd3 Cu3Sn Cu3Ge Cu3Si AgZn3 AgCd3 Au5Al3 Cu3Sb

Фазы внедрения – это промежуточные фазы переходных групп ( IV – Vi группы периодической системы) – неметаллы (С, N, О, В, Н, S). Фазы внедрения, как обычно считают, образуются в тех случаях, когда отношение атомного радиуса неметалла к атомному радиусу металла ≤ 0,59, это было установлено Хэггом. Указанному отношению удовлетворяют фазы типа NbC, TiC, VN и многие другие. В общем виде они могут быть типа МХ, М₂Х, М₄Х и МХ₂, где Х – неметалл. По Гольдшмидту к фазам внедрения относится более  широкий круг фаз, образующихся в результате внедрения в междоузлия решетки переходных металлов – атомов малых размеров. К этим фазам Гольдшмидт относит твердые растворы внедрения, например, феррит, мартенсит и аустенит и промежуточные фазы – карбиды, титриды, гидриды, оксиды, бориды и силициды, многие из которых не отвечают правилу Хэгга. Гельд П.В. предложил фазы внедрения разделить на две группы – хэгговские фазы и нехэгговские, т. е. такие, в которых не выдерживается соотношение атомных радиусов ≤0,59. Гельд считает, что фазы внедрения характеризуются тем, что в них силы связи между атомами металл – неметалл (или М–Х) больше, чем связи М–М и Х–Х. Фазы внедрения не образуются на основе железа, марганца, хрома и некоторых других металлов.

Условием образования твердых растворов внедрения является существенно меньшая величина атомного радиуса неметалла по сравнению с металлом, при этом концентрация в них неметалла намного меньше, чем в фазах внедрения. Присутствие атомов неметалла в значительной концентрации приводит к тому, что исходная решетка металла оказывается неустойчивой и преобразуется в другую, в которой внедренные атомы неметалла уже не вызывают столь больших искажений, как в исходной решетке. Образование новых решеток металла Я.С. Уманский характеризовал как концентрационную аллотропию. Существенно, что эти новые решетки металлов в фазах внедрения оказываются типичными для металлов ОЦК, ГЦК и ГПУ с координационным числом, равным 8 и 12.

В фазах внедрения атомы неметаллов расположены упорядоченно. Соотношение атомных концентраций в фазах внедрения показывает, что правило валентности в них не соблюдается, а это свидетельствует об отсутствии в них жестких направленных связей – ковалентных или ионных. Из анализа структуры и свойств этих фаз следует, что в них действует металлическая связь. В частности, об этом свидетельствует наличие в этих фазах металлической проводимости, а в некоторых составах и сверхпроводимости. Во многих случаях на диаграммах состояния отмечается достаточно широкая область концентраций, в которой существует фаза внедрения. В этих сплавах может наблюдаться образование твердых растворов между фазой внедрения и металлом. Развитие процесса пластической деформации в фазах внедрения происходит по тем же плоскостям легкого скольжения и тем же направлениям, которые типичны для металла, образующего фазу внедрения: например {111} <110> для фазы ТаС. В этой фазе атомы металла расположены по типу ГЦК, а в междоузлиях этой решетки атомы неметалла, что отвечает координационному числу К12 — : (величина К12 – 6 означает, что координационное число для атомов металлической решетки равно 12, а координационное число для атомов неметалла равно 6).

Фазы внедрения, особенно на базе переходных металлов IV и V групп, отличаются высокими температурами плавления и модуля упругости, превышающими эти характеристики для металлов основы.

Другой характерной особенностью фаз внедрения, в которых неметаллы – это углерод или азот, является их высокая твердость, достигающая до 20000 – 30000 МПа, величина, которая выше, чем в других металлических фазах.

Среди нехэгговских фаз внедрения, кроме феррита, мартенсита и аустенита, следует отметить карбиды типа  М₃С, М₂₃С₆, М₇С₃ и М₆с, нитриды М₂N, М₄Nи др. Эти фазы обычно наблюдаются в сталях разного состава — преимущественно в легированных. Некоторые из указанных фаз нитридные и карбонитридные преимущественно образуются после химико-термической обработки. Большинство этих фаз имеет сложные кристаллические структуры с повышенной твердостью, но они не всегда устойчивы при нагреве и распадаются при температуре ниже Т_пл. Чем меньше заполнена электронами d-оболочка основного металла, тем выше устойчивость этих фаз. Это проявляется, например, в том, что в присутствии нескольких элементов в составе стали карбидные или другие фазы будут в первую очередь образовывать те из элементов, у которых менее заполнена электронами d-оболочка.

Характерной особенностью многих нехэгговских фаз является возможность растворения в них других металлов. Так, например, в легированных сталях в карбиде цементитного типа М₃С могут присутствовать как карбидообразующие (Сr, Mo, V и др.), так и некарбидообразующие Ni, Cu, Co) элементы. В специальных карбидах М₇С₃ и М₂₃С₆, которые обычно встречаются в легированных высокохромистых сталях, кроме хрома (как основы этих фаз), в значительном количестве могут быть атомы железа, молибдена, вольфрама. В сталях с высокой концентрацией вольфрама или  молибдена образуются карбиды типа М₆С – Fe₃W₃C (или Fe₃Mo₃C), а при совместном содержании вольфрама и молибдена образуется карбид Fe₃(W, Mo)₃C.

В системах, содержащих в значительном количестве переходные металлы, особенно хром, ванадий, вольфрам и др., образуются промежуточные металлические фазы, называемые σ-фазами. При этом отношение атомных радиусов компонентов в них находится в пределах 1,0 – 1,1. Фаза σ имеет тетрагональную решетку с 30 атомами на ячейку (рис. 4.1), широкую область гомогенности и поэтому их состав нельзя выразить стехиометрической формулой. Состав σ-фазы отвечает определенным пределам значений электронной концентрации: обычно 6,5 – 7 (d+s) электронов на 1 атом. Эта фаза является термодинамически устойчивой и в ряде систем может сохраняться при нагреве вплоть до температур плавления. Она характеризуется повышенной твердостью и хрупкостью, поэтому ее образование при обработке сплавов является весьма нежелательным, так как увеличивается опасность хрупких разрушений.

Рис. 4.1 Элементарная ячейка σ-фазы

Фазы Лавеса – двойные или тройные промежуточные металлические фазы, средний состав которых можно описать стехиометрической формулой АВ₂или А²В. Эти фазы образуются при значительном различии атомных радиусов компонентов (r_A/r_B ≈ 1,225) при упорядоченном расположении атомов в компактной решетке, характеризующейся координационными числами 12 и 16 ( в реальных фазах отношение (r_A/r_B ≈ 1,05-1,68). Фазы Лавеса наблюдаются в сплавах независимо от того, являются ли образующие их компоненты переходными или простыми металлами.

По структуре фазы Лавеса относятся к трем типам: MgCu₂, MgZn₂ и MgNi₂.

Первый тип характеризуется кубической структурой с 24 атомами на ячейку, тогда как два последних имеют гексагональную структуру с числом атомов на ячейку 24 или 12 соответственно. Кроме указанных промежуточных фаз, в сплавах также встречаются промежуточных фаз, в сплавах также встречаются так называемые никель-арсенидные фазы типа NiAs, FeSn, FeSb и др., которые возникают в системах, образованных металлами с одной стороны и с полуметаллами (Sn, Sb и др.) или с неметаллами (Se, Te) с другой. Никель-арсенидные фазы отличаются в большинстве случаев ковалентными связями и имеют структуру, отвечающую гексагональной сингонии. В частности, в фазе NiAs атомы неметалла образуют решётку типа Г12, а их октаэдрических порах расположены атомы никеля, которые образуют друг с другом простую гексагональную структуру.

В ряде сплавов наблюдаются промежуточные фазы постоянного состава, причем некоторые из них, подчиняющиеся правилу валентности, можно рассматривать как химические или валентные соединения. Такие соединения имеют ионные или ковалентные связи. В этом случае атомы либо отдают, либо принимают валентные электроны, так что при этом будет возникать октетная конфигурация hs²np⁶. В первом случае между атомами возникает ионная связь, а во втором – ковалентная. В большинстве таких валентных соединений действуют сложные ионно-ковалентные связи.

Однако большая часть соединений постоянного состава не подчиняется правилам валентности. В общем случае эти фазы образуются между металлами, занимающими разное положение в периодической системе: например между простыми металлами с низкой валентностью и элементами с относительно высокой валентностью и различающимися по температурам плавления, размерам атомов и другим характеристикам их строения.

Такие фазы постоянного состава, имеющие кристаллическую решетку другого типа, чем составляющие их компоненты, резко отличаются по механическим и физическим свойствам от этих компонентов.

 

Рекомендуемая литература:

1.[2] стр.27-31.

2. [4] стр.41-42.

3. [6] стр.99-106.

Контрольные задания для СРС по теме 4 [2, 4, 6, 10]

1. Факторы, определяющие структуру интерметаллических фаз.

2. Сверхпроводящие материалы.

3. Магнитные структуры.

 

Тема 5. Термодинамика в металловедении (1час)

 

План лекции

1. Термодинамическое обоснование фазовых превращений.

2. Равновесие в реакциях между растворами. Термодинамические свойства растворов.

3. Правило фаз Гиббса.

 

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.

Потенциал, называемый термодинамическим и обозначаемый G, действует при протекании всех процессов, в частности химических реакций. Потенциал G убывает в самопроизвольно протекающих процессах на величину , которая соответствует максимальной работе процесса за вычетом работы против внешнего давления. По существу, 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 F, потенциал Гиббса G.)

На основе вышеизложенного можно сделать заключение, что условием принципиальной возможности процесса является неравенство <0. Индикатором невозможности процесса является неравенство >0. Очевидно, если процесс реализуется, то он происходит до тех пор, пока система не достигнет равновесия:  = 0.

На схеме (рис. 5.1) 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).

                                      Исходные                               Продукты

                                                     вещества                      взаимодействия

 

Рис. 5.1 Схема изобарного потенциала G физико-химической системы в исходном (А), в конечном (В) к промежуточных состояниях в процессе превращения

 

Представленная схема изменения потенциала G системы весьма важна и поможет понять многие явления, которые протекают в таких системах, как сплавы.

Важно подчеркнуть, что знак  определяет только возможность («–») или невозможность («+») превращения системы, но по величине  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  реализуемого превращения, поэтому ниже приводится математическое выражение зависимости термодинамического потенциала (истинной меры стремления системы к превращению): , где – изменение энтальпии (теплосодержания системы); S – изменение энтропии системы при превращении; Т – абсолютная температура.

На рис. 5.2 показана изотерма G для двухфазной смеси  при пос-тоянной температуре. Гетерогенный сплав D, находящийся в двухфазной области, имеет потенциал G_D. Соответствующая точка лежит на прямой линии между  и .

Рис. 5.2 Зависимость термодинамического потенциала от состава гетерогенных сплавов

При полной растворимости в жидком или твердом состоянии кривая зависимости термодинамического потенциала от состава сплава G(c) касается осей ординат и обращена выпуклостью к оси абсцисс (рис. 5.3). Докажем это. Раствор произвольного состава а_з имеет потенциал . Если бы он распался на две фазы ₁ и ₂, то по правилу аддитивности его потенциал равнялся бы G’, но G’>G₃. Следовательно, условием равновесия однофазных сплавов действительно является зависимость G(c), описываемая кривой, обращенной своей выпуклостью на любом ее участке к оси абсцисс. Сказанное относится к форме G(c) любой фазы, независимо от того, насколько широка по оси составов область ее гомогенности. Она может быть очень узкой. Это относится к твердым растворам на основе A и В, а также к промежуточным фазам. Равновесие двух растворов при постоянных темпе-ратуре и давлении описывается общей касательной к кривым G(c) каждой фазы (рис. 5.4). Из рис. 5.4 видно, что минимальное значение G в области составов от ₁ до ₁ получается для двухфазной смеси ₁+₁. Слева и справа на диаграмме показаны G(c) для гомогенных областей растворов  и , в средней ее части — для смеси растворов предельных концентраций ₁ и ₁. Минимум G описывается ломаной . Величина  обозначает термодинамический потенциал фазы , состоящий из 100 % А (чистый металл), Ga₁,—то же, для раствора предельной концентрации ₁ (фаза) и т. п.

Рис. 5.3 Зависимость термодинамического потенциала от состава гомогенных сплавов

 

Растворы  и  могут быть жидкими и твердыми или один из них жидким, а другой твердым. Если оба они твердые, то рис. 5.4 может характеризовать равновесие аллотропических модификаций. Если  — твердый, а  — жидкий раствор (или наоборот), то рис. 5.4 характеризует равновесие жидкого и твердого раствора при заданных Т к Р.

Если сплав состоит из двух фаз, то их количественное соотношение определяется правилом рычага. Например, сплав состава х (см. рис. 5.4) состоит при заданных Т и Р из фазы ₁ и ₁. Количество фазы ₁

, а фазы ₁                                

где Q_х – общее количество сплава х.

Видно, что количество фаз ₁ и ₁ относятся друг к другу как отрезки х₁ и х₁. Это следует из аддитивности массы. Если отрезок ₁₁ принять за 100%, то относительные количества фаз будут выражены в процентах. Сказанное применимо к весовым, объемным и молярным отношениям в зависимости от того, что отложено по оси абсцисс.

Рис. 5.4 Зависимость термодинамического потенциала от состава спла-вов, образующих граничные растворы ( и ) и гетерогенные смеси и +

 

Диаграммы состояния сплава позволяют определить фазовый состав сплавов при различных температурах и концентрациях компонентов. Диаграмма состояния показывает устойчивые, равновесные состояния сплава, обладающие при данных условиях минимальной свободной энергией. Поэтому ее иногда называют диаграммой фазового равновесия.

По диаграммам состояния можно установить, какие превращения происходят в сплавах при нагреве и охлаждении, определить равновесные температуры плавления (и затвердевания) сплавов различных составов; режимы термической обработки, оптимальные температурные интервалы литья, обработки давлением и т.д.

Правило фаз Гиббса. Правило фаз устанавливает зависимость между числом степеней свободы, числом компонентов и числом фаз и выражается уравнением (при постоянном давлении):                   С=К+1-Ф,

где С – число степеней свободы системы (или вариантность); К – число компонентов, образующих систему, т.е. минимальное число химических элементов, необходимых для образования любой фазы системы; 1 – число внешних факторов; Ф – число фаз, находящихся в равновесии. Под числом степеней свободы (вариантностью системы) понимают возможность изменения температуры и концентрации без изменения числа фаз, находящихся в равновесии. Для определения состава фаз, находящихся в равновесии при любой температуре, лежащий между линиями ликвидус и солидус, нужно через данный температурный уровень провести линию, параллельную оси концентрации до пересечения с линиями ликвидус и солидус. Тогда проекция точки пересечения этой линии с ликвидусом на ось концентрации укажет состав жидкой фазы, а точки пересечения с линией солидус – состав твердой фазы.

 

Рекомендуемая литература:

1.[2] стр.87-89.

2.[6] стр.106-108.

3.[11] стр.81-99.

Контрольные задания для СРС по теме 5 [2, 4, 6, 11]

1. Термохимия в металлургии.

2. Фазовое равновесие в однокомпонентной системе.

3. Термодинамика внешних поверхностей и поверхности раздела.

 

Тема 6 Фазовые диаграммы (1час)

 

План лекции

1. Экспериментальные методы построения диаграмм.

2. Фазовые диаграммы двухкомпонентных систем.

3. Фазовые диаграммы тройных систем.

 

Достаточно полную информацию о сплавах дают результаты экспериментальных исследований, обобщенные в виде так называемых диаграмм состояния. Для их графического построения обычно используют термический метод, с помощью которого получают кривые затвердевания и охлаждения сплавов различного состава. По остановкам и перегибам на этих кривых, обусловленных тепловыми эффектами превращений, определяют температуру превращений.

В диаграммах состояния по оси ординат откладывается температура, а по оси абсцисс – концентрации компонентов (конечные точки оси абсцисс соответствуют чистым компонентам).

Рис. 6.1 Схема построения диаграммы состояния системы «А–В» (б) по кривым охлаждения сплавов (а)

На участке кривой «А» от t_н до t_А происходит охлаждение расплав-ленного компонента А (рис. 6.1). Площадка при t_А свидетельствует о кристаллизации компонента А. Ниже температуры t_А идет охлаждение отвердевшего компонента А.

Сплавы кристаллизуются в интервале температур. На кривой охлаждения сплава «1» в интервале температур t_m–t_n скорость охлаждения меньше, чем на других участках этой линии, что связано с выделением тепла при кристаллизации. Таким образом, t_m – температура начала, а t_n – температура конца кристаллизации сплава «1». Кривые охлаждения других сплавов имеют аналогичный вид. Исключение составляет сплав состава «Э», который кристаллизуется подобно чистым компонентам А и В — при постоянной температуре t_Э. Таким образом, ниже температуры t_Э все сплавы системы «А–В» находятся в твердом — закристаллизовавшемся состоянии. Если установленные экспериментально точки t_m и t_n нанести на график (б) при составах, то получим диаграмму состояния.

Геометрическое место точек, образующих линию начала затвердевания, называют линией ликвидус (лат. Liquidus — жидкий), линию конца затвердевания — линией солидус (лат. Solides — твердый).

Основные типы диаграмм состояния.

Диаграмма состояния сплавов с неограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии.

Оба компонента неограниченно растворимы в жидком и твердом состояниях и не образуют химических соединений. Компоненты: вещества А, В. Фазы: жидкость L, кристаллы твердого раствора a. Примером таких сплавов являются сплавы Cu-Ni (рис. 6.2).

Рис. 6.2 Диаграмма состояния, кривые охлаждения и схемы образования структур сплавов с неограниченной растворимостью в твердом состоянии.

 

Из диаграммы следует, что выше линии Аa’В сплав, например сплав Cu-Ni, состоит из однородного жидкого раствора, внутри контура АВ из кристаллов твердого раствора и жидкой фазы, а линии Ab’B — из одного твердого раствора.

Диаграмма состояния сплавов, образующих механическую смесь компонентов. Оба компонента неограниченно растворимы в жидком состоянии, но нерастворимы в твердом состоянии и не образуют химических соединений. Компоненты: вещества А, В; фазы: жидкость L, кристаллы А,В. Примером диаграмм этого типа является диаграмма состояния сплава Pb-Sb.

Диаграмма Pb-Sb строится на основании большого числа кривых охлаждения, полученных термическим методом (рис. 6.3). Точки перегиба или остановки кривых охлаждения называют критическими точками. Кривые охлаждения чистых металлов имеют по одной критической точке: 327° для свинца и 631° для сурьмы.

Структура чистых металлов состоит из однородных зерен. Сплав, содержащий 13% Sb и 87% Pb, также имеет одну критическую точку.

Механическая смесь двух видов мелких кристаллов, одновременно кристаллизирующихся из жидкости, называется эвтектикой (Ж ® Pb + Sb). Микроструктура эвтектического сплава состоит из перемежающихся выделений сурьмы в свинцовой основе. Сплавы, расположенные на диаграмме состояния левее точки эвтектики (0 — 13%) Sb называются доэвтектическими, а правее — ( 13 — 100%) Sb заэвтектическими.

Сплавы с 5 и 40% Sb затвердевают в интервале температур и на кривой охлаждения имеют две критические точки, соответствующие началу и концу затвердевания.

Рис. 6.3 Диаграмма состояния, кривые охлаждения и схемы структур сплавов свинец- сурьма при комнатной температуре.

 

Диаграмма состояния сплавов с ограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии с эвтектикой.

Компоненты: А, В. Фазы: жидкость-L, твердые растворы a и b. Оба компонента неограниченно растворимы в жидком состоянии, ограниченно в твердом и не образуют химических соединений. При этом ограниченная взаимная растворимость в твердом состоянии может меняться с изменением температуры (рис. 6.4 а, б).

При медленном охлаждении сплавов и высокой степени диффузии вторичная фаза выделяется по границам зерен, образуя сетку. Ускоренное охлаждение не дает развиться диффузии и вторичные фазы выделяются внутри зерен в виде дисперсных включений.

Линия ECD называется линией эвтектического превращения, а точка С — эвтектической точкой. При достижении температуры, соответствующей линии ЕCD происходит эвтектическая реакция — из жидкости выделяется смесь кристаллов обоих твердых растворов a и b: L_С « a_Е + b_Д.

При понижении температуры сплава IV ниже т.3 кривой DF происходит распад b — твердого раствора с выделением вторичных кристаллов твердого раствора a_II.

Этот процесс происходит в твердом состоянии и называется вторичной кристаллизацией в отличие от первичной, которая происходит при затвердевании сплавов.

Рис. 6.4 а. Диаграмма состояния, кривые охлаждения и схемы образования структур сплавов с ограниченной растворимостью.

Рис. 6.5 б. Последовательность образования структур сплавов I, III и IV.

 

Диаграмма состояния сплавов, образующих химические соединения.

Химическoе соединение характеризуется строго определенным соотношением компонентов, что отображается на диаграмме состояния вертикальной линией, пересекающей ось концентраций в точке, отвечающей соотношению компонентов в химическом соединении (рис. 6.6). При образовании в сплаве химических соединений они играют роль самостоятельного компонента, разделяя общую диаграмму состояния на ряд отдельных диаграмм. Это объясняется тем, что химическое соединение отличается от образующих его компонентов кристаллической решеткой, свойствами и температурой плавления. Химические соединения могут быть устойчивыми и неустойчивыми. Химическое соединение устойчиво, если можно нагреть без разложения до расплавления, и неустойчиво, если при нагреве оно разлагается. На рис.6.6 приведена диаграмма с устойчивым соединением.

Рис. 6.6 Диаграмма состояния с устойчивым химическим соединением

 

Диаграмма состояния сплавов, испытывающих полиморфные превращения.

Если хотя бы один из компонентов обладает полиморфизмом, то на диаграмме наблюдаются превращения в твердом состоянии. Такими компонентами являются Fe, Ti, Co, Mn и др.

В диаграммах с полиморфными превращениями верхняя часть диаграммы характеризует первичную кристаллизацию, нижняя — вторичную.

Рис. 6.7 Диаграмма состояния с полиморфными превращениями

 

На диаграмме, приведенной на рис. 6.7, компоненты испытывают полиморфные превращения, причем низкотемпературная модификация дает ограниченные твердые растворы. При температуре, соответствующей горизонтальной линии KCN, происходит распад γ твердого раствора с однородным выделением a- и b- фаз: gс « aк+bN. Превращение происходит аналогично кристаллизации эвтектики, но не из жидкости, а из твердого раствора. Это превращение, происходящее в твердом состоянии, называют эвтектоидным, а полученную механическую смесь — эвтектоидом.

Пространственные диаграммы тройных систем.

Равносторонний треугольник служит основанием трехгранной призмы; температуры откладывают по высоте призмы. Такое построение дает пространственную диаграмму (или объемную модель).

На рис. 6.8 приведены в качестве примеров пространственные диаграммы сплавов из трех компонентов:

а) полностью растворимых в жидком и в твердом состоянии (рис. 6.8, а);

б) полностью растворимых в жидком состоянии, но не растворимых в твердом состоянии (рис. 6.8, б).

  а                                                       б

 

Рис. 6.8 Пространственная диаграмма состояния сплавов из трех компонентов:

а – полностью растворимых в жидком и в твердом состоянии; б – полностью растворимых в жидком состоянии, но не растворимых в твердом состоянии

 

Диаграмма состояния системы с неограниченной растворимостью компонентов в жидком и твердом состоянии.

Условия, которым должны удовлетворять исходные компоненты для того, чтобы в тройной системе могла реализоваться неограниченная растворимость, аналогичны условиям для двойных систем: изоморфность кристаллических решеток, однотипность химических связей и близость размеров атомных радиусов.

Такая диаграмма изображена на рисунке 6.9 и представляет собой прямоугольную трехгранную призму, ребра которой соответствуют чистым компонентам, а грани представляют собой диаграммы состояния двойных сплавов.

Верхняя выпуклая часть диаграммы, ограниченная кривыми А₁В, B₁C’, C₁A’, является поверхностью ликвидус. При всех температурах выше поверхности ликвидус сплавы находятся в жидком состоянии – L. Нижняя  вогнутая поверхность, ограниченная кривыми A’sB’, B’sC’, C’sA’, представляет собой поверхность солидус, ниже которой в сплавах в равновесии находится одна фаза — трехкомпонентный -твердый раствор. В интервале между ними сплав содержит две фазы(L и ).

Рис. 6.9 Диаграмма состояния трехкомпонентной системы с неограниченной растворимостью

 

Если построить пространственную модель, то для любого сплава можно определить температуры ликвидус и солидус. На практике для простоты стремятся обходиться не пространственной моделью, а изображением на плоскости. С этой целью используют либо проекцию диаграммы на горизонтальную плоскость, либо проекции горизонтальных и вертикальных сечений. Горизонтальные сечения соответствуют постоянной температуре и называют изотермическими, а вертикальные, соответствующие переменным температурам, называются политермическими (рис. 6.10, 6.11).

Если провести ряд изотермических сечений и все линии пересечения спроектировать на плоскость основания, то эти проекции могут изменить пространственную диаграмму (рис. 6.10).

а                          б

Рис. 6.10. Изотермическое сечение тройной диаграммы с неограниченной растворимостью: а – след горизонтального сечения; б – проекция сечения

 

Вертикальные сечения (рис. 6.11) имеют вид, подобной диаграммам состояния двойных сплавов. По ним легко проследить за процессом изменения фазового состава и определить температуры начала и конца кристаллизации сплавов, соответствующих разрезу.

а                          б

Рис. 6.11 Политермические сечения тройной диаграммы с неограниченной растворимостью: а – следы вертикальных разрезов; б – вертикальные сечения

Диаграммы состояния с тройной эвтектикой при отсутствии взаимной растворимости компонентов.

Среди реальных металлов диаграммы такого типа встречаются относительно редко. К ним относятся Sn-Cd-Pb, Sn-Cd-Zn и Sn-Cd-Ta. Грани диаграммы состояния (рис. 6.12) представляют собой двойные диаграммы эвтектического типа.

Рис. 6.12 Диаграмма состояния с тройной эвтектикой при

отсутствии растворимости

 

В системе имеются следующие группы поверхностей, разделяющих области разного фазового состояния:

– три поверхности ликвидуса A′e₁Ee₃A′ , B′e₁Ee₂B′ и C′e₂Ee₃C′, выше которых все сплавы находятся в жидком состоянии;

– шесть поверхностей начала кристаллизации двойных эвтектик me₁Ea, e₁nbE, m′e₃Ea, n′e₃Ec, m″e₂Ec, n″e₂Eb;

– поверхность тройной эвтектики (поверхность солидус) abc.

Каждые две поверхности ликвидус пересекаются по пространственным кривым e₁E, e₂E , и e₃E, которые называются линиями двойных эвтектик. Точки на этих линиях показывают состав жидкой фазы, находящейся в равновесии при каждой данной температуре с двумя твердыми фазами (компонентами). Три линии двойных эвтектик пересекаются в точке E, называемой точкой тройной эвтектики.

Поверхности начала кристаллизации двойных эвтектик (рис. 6.13) называют линейчатыми. Их особенностью является то, что любая горизонтальная плоскость (т.е. любое изотермическое сечение диаграммы) пересекает поверхность двойныхэвтектик по прямым линиям-конодам, соединяющим точки, соответствующие составам фаз, находящимся в равновесии при данной температуре – одной жидкой на линии двойной эвтектики и двух твердых фаз.

 

Рис. 6.13 Поверхности начала кристаллизации двойной эвтектики (А+В)

 

Поверхности начала кристаллизации двойной эвтектики получаемой перемещением конод от температуры эвтектики двойной системе, температуры тройной эвтектики, при которых они скользят одним концом по линиям двойных эвтектик, а другим по вертикальным линиям исходного компонента.

Поверхность тройной эвтектики горизонтальная. Это объясняется тем, что при равновесии четырех фаз трехкомпонентная система находится в нонвариантном равновесии. Из жидкости, сохранившейся в процессе кристаллизации до температуры тройной эвтектики, одновременно выпадают кристаллы трех твердых фаз (А+В+С). Изменение фазового состава сплавов рассматриваемой системы с температурой показано на рисунке 6.14. Характер кривых охлаждения зависит от положения сплава на плоскость концентрац. треугольника.

а                                             б

Рис. 6.14 Составы (а) и кривые охлаждения (б) четырех сплавов в системе с тройной эвтектикой

 

.

Диаграммы состояния тройных систем с полиморфными компонентами.

При наличии полиморфизма компонентов вид диаграммы состояния зависит от того: один, два или все три компонента обладают полиморфизмом и какова взаимная растворимость различных полиморфных модификации компонентов. На рисунке 6.19 представлены возможные варианты таких диаграмм.

 

Рис. 6.19 Возможные варианты диаграмм состояния тройных систем с полиморфными компонентами

 

Рекомендуемая литература:

1. [2] стр.117-121.

2. [4] стр.65-68.

3. [5] стр.109-156.

4. [6] стр.160-182.

 

Контрольные задания для СРС по теме 6 [2, 4, 5, 6]

1. Правило отрезков.

2. Аллотропическое превращение на диаграмме фазового равновесия двухкомпонентных систем.

3. Методы определения концентрации компонентов тройного сплава.

 

Тема 7 Диффузия в металлах и сплавах (1час)

 

План лекции

1. Самодиффузия в чистых металлах. Основные уравнения диффузии.

2. Электро- и термомиграция.

3. Диффузия вдоль путей ускоренной диффузии. Диффузия при неравновесной концентрации дефектов.

 

Диффузия – это перенос вещества, который вызывается блужданием диффундирующих частиц. При диффузии газа его молекулы меняют направление своего движения при столкновении с другими молекулами. Основными типами движения при диффузии в твердых телах являются случайные периодические скачки атомов из узла кристаллической решетки в соседний или вакансию.

Диффузионное движение любого атома – это случайное блуждание из-за большой амплитуды колебаний, которое не зависит ни от движения других атомов, ни от предыдущего движения данного атома. Не зависящие от температуры колебания атомов вокруг положения равновесия обычно происходят с частотой ~ 10¹³с^-1.

Случайные блуждания частиц гуммигута диаметром около 1 мкм в водной суспензии можно наблюдать под микроскопом (броуновское движение). Энштейн описал эти движения как «абсолютно пьяного человека».

Энштейн установил, что «диффузионный путь» или среднеквадратичное смещение блуждающей частицы из некоторого исходного положения за время τ пропорционально √τ.

Основные уравнения диффузии

Первое уравнение Фика позволяет определить суммарный поток атомов (j) через единицу поверхности в единицу времени между двумя соседними плоскостями кристаллической решетки, расположенными на расстоянии ∆ (рис. 7.1).

Полагаем, что число скачков атомов в двух противоположных направлениях равновероятно, поэтому в уравнениях встречных потоков атомов появляется множитель ½:

j ₁₂ = ½ с₁ ∆/ τ₀                                                                       (7.1)

j₂₁ = ½ с₂ ∆/ τ₀                                                                        (7.2)

где τ₀ – среднее время между скачками атомов (с).

Суммарный поток атомов выразится так:

j = j₁₂ – j₂₁ = ∆/ 2τ_о(с₁ – с₂)                                                     (7.3)

Рис. 7.1 Потоки между двумя соседними плоскостями (1, 2) кристаллической решетки

 

По теореме Лагранжа о среднем

с₁ – с₂ = – ∂с/∂x ∆                                                                  (7.4)

После подстановки уравнения (4.3) в (4.4) получим

j = – ∆²/2τ_о ∂с/∂x = – D ∂с/∂x,                                               (7.5)

где D = ∆²/2τ_о                                                                       (7.6)

Коэффициент пропорциональности, названный коэффициентом диффузии (м²/с).

В уравнении знак «минус» объясняется тем, что в данном случае суммарный поток атомов (j) и градиент концентрации вещества (∂с/∂x) противоположно направлены.

Иногда вводят понятие частоты атомных скачков

Г = 1/ τ_о  ,                                                                               (7.7)

тогда

D = ∆²/2 Г                                                                             (7.8)

Для реальной трехмерной кристаллической решетки

D = ∆²/6τ_о = ∆²/6 Г                                                                (7.9)

Вместо суммарной частоты атомных скачков Г можно ввести понятие Г_i, соответствующее скачкам в один из ближайших узлов в кристаллической решетке данного типа:

D = ∆²/6 К  Г_i                                                                         (7.10)

Например, для кубической объемноцентрированной решетки расстояние до ближайшего атома ∆ = (√3/2) а, где а – период решетки; Г = 8 Г_i. Тогда после подстановки в уравнение (4.10) D  = а² Г_i. Аналогично для гранецентрированной решетки имеем

∆ = а/√2;  Г = 12 Г_i  и D = а² Г_i.

Для гексагональных решеток

D_┴ = 3/2 Г_┴ а²  и  D_║ = Г_║с²;

индексы  ┴ и ║ означают, что скачки кристаллов происходят перпендикулярно и параллельно оси с кристалла.

Приближенными расчетами установлено, что вблизи температуры плавления атом совершает диффузионные скачки (в порядке самодиффузии) в среднем десять миллионов раз в секунду ( Г ≈ 10⁷ с^-1).

 

Вывод уравнения Фика на основе термодинамической теории диффузии

Движение атома может быть направленным под действием градиента химического потенциала ∆ μ, который является движущей силой диффузион-ного переноса атомов i-того компонента в реальном твердом растворе.

Из термодинамики известна зависимость химического потенциала от активности

μ_i = μ_{i ст} + k T ln a_i                                                                 (7.11)

где μ_{i ст} – значение химического потенциала в стандартном состоянии; k – постоянная Больцмана ( 1,3806 10²³ Дж/град); a_i – термодинамическая активность, которая может быть выражена через концентрацию (с_i) и коэффициент активности (j_i) атомов i-того компонента;

a_i  = j_i c_i.                                                                                 (7.12)

Для идеальных (или очень разбавленных) растворов j_i = 1 и μ_i пропорционально c_i. В таком случае движущей силой диффузионного переноса атомов является градиент концентрации.

Схема переноса вещества в этом случае представляется более очевидной, поэтому еще в 1855 г. Фиком были написаны уравнения диффузии, подобные уравнениям теплопроводности Фурье. Схема переноса вещества показана на рис. 7.2.

Рис. 7.2 Схема переноса вещества в элементарном объеме (t=const)

 

Количество переносимого вещества (dm₁, г или ат) можно определить по формуле dm₁ = – D_i ∂c_i/∂x d S d τ                                                        (7.13)

Плотность тока, г или ат/(м²с)

j = dm / dS d τ                                                                       (7.14)

Для одномерной диффузии в направлении оси Х

j = – D_i ∂c_i/∂x                                                                         (7.15)

Для трехмерной задачи первое уравнение Фика имеет вид

j = – D_i ∆с_i                                                                             (7.16)

где ∆ –оператор Гамильтона.

Знак «минус» указывает, что поток атомов идет в направлении, обратном вектору градиента концентрации; D_i (м²/с) – коэффициент пропорциональности, характеризующий скорость диффузионного перемещения i –того компонента. В растворителе – это собственный коэффициент диффузии i –того компонента. Коэффициент D_i зависит от температуры и взаимодействия атомов растворимого вещества с атомами растворителя. В действительности даже в двойной системе оба компонента перемещаются навстречу друг другу, происходит взаимная диффузия, характеризующаяся коэффициентом взаимной диффузии D_.

Связь собственных коэффициентов D₁ и D₂ с коэффициентом взаимной диффузии D в двойной системе установил Даркен:

D = D₁N₂ + D₂N₁ ,                                                                  (7.17)

где N₁ и N₂ –мольные доли двух компонентов,

N₁ + N₂ = 1.                                                                           (7.18)

В однокомпонентной системе (в чистом металле) тоже идут направлен-ные диффузионные потоки по выравниванию изотопного состава. Такой процесс называется самодиффузией.

Первое уравнение Фика для радиоактивных атомов обычно записывается так:

j_i  = — D_i^* ∆c_i.                                                                          (7.19)

Между собственным коэффициентом диффузии растворителя и коэффициентом самодиффузии этого же атома установлена связь

D_i = D_i^*(1+ ∂ lnγ_i / ∂ ln c_i)                                                       (7.20)

В сильно разбавленном растворе коэффициент термодинамической активности приближается к единице, поэтому D_iи D_i^* практически одинаковы.

Если известна подвижность атома U_i, т.е. скорость, которую он приобретает под действием единичной силы, то

D_i= U_iRT,                                                                             (7.21)

где R – газовая постоянная, равная 8,31441 Дж/(моль К).

Кроме «внутренней» движущей силы (∆μ_i  или ∆c_i) процесс диффузии может происходить под воздействием «внешних» движущих сил. Так, например, при наличии градиента температуры возникает термодиффузия, а при градиенте электрического потенциала – электроперенос.

Увлечение ионов электронами проводимости (эффект «электронного» ветра) в металлах настолько велико, что положительно заряженные ионы металла движутся, как правило, в сторону анода, против поля, подобно частицам с большим отрицательным зарядом.

Второе уравнение Фика описывает изменение концентрации диффундирующего элемента (вещества) не только в пространстве, но и во времени (∂ с_i / ∂ τ).

При диффузии в элементарном объеме dS dx за период времени ∂ τ остается масса диффундирующего вещества dm, которая в соответствии с законом сохранения массы равна:

dm = dm₂ — dm₁                                                                      (7.22)

и может быть выражена

dm = — d S d x d τ  ∂ с_i / ∂ τ                                                   (7.23)

где ∂ с_i / ∂ τ – изменение концентрации в единицу времени; или как частный дифференциал функции dm₁ (4.13):

dm = ∂ (dm₁) / ∂x ∂x = — D_i dS dx dτ  ∂²c_i/ ∂x²                       (7.24)

Приравняв правые части уравнений (7.23) и (7.24), после сокращения однородных членов получим второе уравнение Фика для одномерной диффузии в направлении оси Х:

∂ с_i / ∂ τ = D_i ∂²c_i/ ∂x²                                                             (7.25)

Для трехмерной задачи

∂ с_i / ∂ τ = D_i ∆ с_i ,                                                                 (7.26)

где ∆ = ∂²/∂х² + ∂²/∂y² + ∂²/∂z² – оператор Лапласа.                     (7.27)

Если учитывать зависимость D_i от концентрации, то второе уравнение Фика вместо (4.25) будет иметь вид

∂ с_i/ ∂ τ = ∂ / ∂x ( D_i ∂ с_i/ ∂ x )                                               (7. 28)

Коэффициенты диффузии определяют из опытных данных, анализируя зависимость концентрации диффундирующего вещества от глубины  проникновения и времени. Для этого используют решения второго уравнения Фика при соответствующих начальных и граничных условиях.

Зависимость коэффициента диффузии от температуры

Многочисленными экспериментами подтверждена экспоненциальная зависимость коэффициента диффузии от температуры, впервые установленная Аррениусом:

D = D_о exp ( – Q/RT),                                                           (7. 29)

где D_о – предэкспоненциальный фактор, который при самодиффузии в металлах изменяется от 10^-6 до 10^-4 м²/с; Q – энергия активации диффузии, совпадающая с энтальпией активации.

Энергию активации самодиффузии можно приближенно определить по эмпирическим зависимостям

Q = 18 R T_пл = 150 T_пл  (Дж/моль)                                                (7.30)

Q  = 143 T_пл  (Дж/моль)                                                       (7.31)

Здесь R – универсальная газовая постоянная, равная kN_A, где k –  постоянная Больцмана; N_A– число Авогадро, равное 6,022045 10²³ 1/моль

Величина Q изменяется от 100 до 600 Дж/моль. В качестве примеров в табл. 7.1 приводятся параметры самодиффузии некоторых металлов.

 

Таблица 7.1

Параметры самодиффузии

 

Металл	Tпл, К	Dо, м2/с	Q, кДж/(г-ат)
Вольфрам Тантал Молибден Хром Железо	3653 3273 2873 2148 1812	5,4 10-5 2,0 10-4 5,0 10-5 2,0 10-5 2,0 10-4	504,5 460,5 405,7 308,6 251,2

Характеризуя силы связи между атомами, параметры D_о и Q не зависят от температуры.

Экспериментально установлено, что при высоких и низких температурах наблюдаются отклонения от уравнения Аррениуса. Кроме приведенной (7.29) зависимость Аррениуса выражается также уравнением:

D = D_о exp ( – E / k T),                                                                  (7.32)

где E = Q/N_A (кДж); k – постоянная Больцмана.

Из теории процесса плавления Линдемана известно, что плавление наступает в том случае, когда средняя амплитуда колебаний атомов достигает значения r_S и кристаллическая решетка перестает быть стабильной.

Механизмы диффузии в металлах. Величины, входящие в уравнения Фика и Аррениуса, приобретают конкретное физическое содержание в том случае, когда известны механизмы диффузии, т.е. пути перемещения атомов во время диффузии.

Вопрос определения механизма диффузии является весьма сложным. Большую роль в решении этой проблемы сыграли работы Френкеля, который в результате конструктивного научного мышления установил огромное влияние дефектов кристаллической решетки, в особенности вакансий, на процесс диффузионного перемещения атомов.

Так, например, на рис. 7.3 представлены возможные механизмы диффузии в твердых растворах замещения. Из геометрических соображений очевидно, что наиболее затруднительным является простой обменный (1) механизм диффузии и более вероятным – вакансионный (3).

Рис. 7.3 Возможные механизмы диффузии в твердых растворах: 1 – простой обменный; 2 – циклический обменный; 3 – вакансионный; 4 – простой межузельный; 5 – межузельный механизм вытеснения; 6 – краудионный

Каждому механизму диффузии соответствует определенная энергия активации Q (7.29), т.е. величина энергетического барьера, который необходимо преодолеть атому при переходе из одного положения в другое.

В связи с этим при прочих равных условиях в процессе диффузии будет реализовываться тот механизм, которому свойственна меньшая энергия активации. Сравнения показывают, что Q_вак < Q_межуз, несмотря на то, что вакансии мигрируют труднее, чем дислоцированные атомы, а образуются легче вследствие того, что ∆ Н_м^вак > ∆ Н_м^межуз; ∆ Н_F^вак < ∆ Н_F^межуз.

Энергия активации при межузельном механизме вытеснения (5) меньше, чем при простом межузельном (4), когда в движении одновременно участвуют два атома (один выталкивает другого).

Сравнительно низкую энергию активации имеет процесс диффузии по краудионному механизму (6). В этом случае диффузия  происходит благодаря небольшим смещениям каждого атома сжатого ряда вдоль направления плотной упаковки кристаллической решетки. Указанный сжатый ряд образуется в результате наличия в ряду лишнего атома.

Перемещения при краудионном механизме диффузии подобно распространению волны: каждый атом смещается на малую величину, а возмущение распространяется быстро. Циклический обменный механизм (2) представляется более вероятным по сравнению с простым обменным (1).

Исследованиями установлено, что для диффузии большое значение имеют вакансии и их ассоциация (бивакансии, комплексы: вакансия – атом примеси), а также дефекты, являющиеся их источниками и стоками (линейные и поверхностные).

Установлено также, что основным механизмом самодиффузии и диффузии в твердых растворах замещения является вакансионный.

В твердых растворах внедрения основным механизмом перемещения примесных атомов небольшого размера является межузельный.

Диффузия по границам зерен. Экспериментально установлено, что в поликристаллическом материале с достаточно мелким зерном линейная зависимость ln D от 1/Т нарушается при температурах, меньших 0,6 – 0,7 Т_пл (рис. 7.4). Это отклонение от закона Аррениуса связано с вкладом пограничной диффузии в общий диффузионный поток.

Рис. 7.4 Зависимость коэффициента диффузии (ln D) от температуры и размера зерна [ln D – ln D_о – (Q / RT)]

 

Коэффициент пограничной диффузии намного больше коэффициента объемной диффузии (на 3-5 порядков). Однако эта разница уменьшается с повышением температуры.

Эффект Киркендалла. Если два куска чистых металлов А и В хорошо соединить между собой и длительно отжигать, то будет наблюдаться взаимное проникновение металлов и смещение первоначальной границы раздела, отмеченной инертными метками (оксидными частицами) на величину ∆х, прямо пропорциональную корню квадратному из времени отжига (рис.7.5).

Рис. 7.5 Взаимная диффузия компонента А в В

Если DA > DB, то компонент А проникает в В с большей скоростью, чем В в А; вследствие этого часть В образца увеличивается в объеме.

Впервые подобное явление наблюдали в 1947 г. Смигелькас и Киркендалл. Образец из латуни (30% Zn, остальное Cu) они обматывали тонкой молибденовой проволочкой, а затем этот образец электролитическим методом покрывали слоем меди (рис. 7.6).

Рис. 7.6 Экспериментальный образец Киркендалла

 

После диффузионного отжига расстояние между противоположными проволочками (метками) сократилось. Уменьшение расстояния намного больше того, которое могло бы быть из-за изменения плотности образца в связи с изменением его состава. Поток цинка через первоначальную границу раздела больше потока меди и, следовательно, собственный коэффициент диффузии цинка больше собственного коэффициента диффузии меди, т.е. D_Zn > D_Cu, а именно D_Zn / D_Cu = 2,3. После отжига образца, показанного на рис. 4.7, при 785^оС в течение 56 дней смещение метки ∆ х составляет 0,125 мм.

Это явление вошло в историю металловедения под названием эффект Киркендалла, а смещающуюся поверхность раздела называют плоскостью Киркендалла.

Установлено, что эффект Киркендалла наблюдался не только при диффу-зии в твердых растворах, но и в интерметаллических фазах.

Бардин и Херринг установили, что в бинарной системе (см рис. 7.5) наряду с атомами двух металлов А и В имеются вакансии, поток которых компенсирует разницу потоков атомов А и В.

Если DA > DB, то атомов А уходит слева направо больше, чем справа приходит атомов В, и число вакансий слева от первоначальной плоскости раздела металлов возрастает.

Таким образом, согласно атомному механизму Бардина – Херринга эффект Киркендалла – это стремление системы установить равновесную концентрацию вакансий, отклонение от которой возникает из-за различия собственных коэффициентов диффузии компонентов.

 

Рекомендуемая литература:

1.[2] стр.144-154.

 

Контрольные задания для СРС по теме 7 [1, 2, 6]

1. Макро- и микроскопические теории диффузии.

2. Диффузия при неравновесной концентрации деффектов.

 

Тема 8 Затвердевание сплавов (1час)

План лекции

1. Гомогенный и гетерогенный механизм зародышеобразования.

2. Кинетика движения межфазной границы. Перераспределение компо-нентов и примесей в случае плоской поверхности раздела. Морфология поверхности раздела кристалл-расплав.

3. Затвердевание многофазных сплавов.

 

При понижении температуры жидкого металла ниже Т₀ (температура при которой жидкость находится в термодинамическом равновесии с твердой фазой и при любой скорости затвердевания она выше Т_S – температуры затвердевания, т. е. температуры равновесия) в нем образуются зародыши кристаллов, которые растут за счет жидкой фазы. Такие зародыши образуются из групп атомов. Группа атомов становится зародышем только в том случае, если при возникновении она имеет размеры, при которых может сопротивляться разрушающему воздействию движущихся атомов жидкости. В противном случае она распадается и не становится зародышем, способным развиться в кристалл, т. е. размер зародыша должен быть не менее некоторой величины.

Можно с достаточной степенью приближения считать, что число зародышей n, возникающих в единицу времени в единице объема металла (скорость образования зародышей), и линейная скорость роста с каждого кристалла, развивающегося из зародыша в любом направлении, не изменяются в течение всего времени изотермической кристаллизации. Константы n являются основными параметрами кристаллизации. Они позволяют описать процесс затвердевания во всем объеме и рассчитать размер зерен затвердевшего металла. Рассматриваемая модель затвердевания (кристаллизации) иллюстрируется двумерной схемой (рис. 8.1). На ней малыми квадратиками’ изображены кристаллы, растущие внутри жидкости (белый фон контурного квадрата). Каждый контурный квадрат иллюстрирует состояние металла в конце первой (I), второй (II) секунды и так далее до шести секунд (VI), прошедших от начала затвердевания в изотермических условиях. На рис. 20 показано, что в течение каждой секунды зарождаются четыре кристалла в постоянном объеме (n =4). Грани кристалла перемещаются на 1 мм за 1 с (с=1 мм/с).

Pиc. 8.1 Схема кристаллизации при постоянных n и c. Римскими цифрами обозначены периоды кристаллизации, арабскими — зародившиеся в эти периоды кристаллы

 

Общее число зерен в единице объема (N, м^–3) зависит от отношения п/с. Большое число мелких зерен возникает, если число образующихся зародышей п велико, а линейная скорость их роста мала. Из сравнения размерностей N, п и с следует, что N=a(n/c)^3/4 (теоретически а – порядка единицы).

Скорость образования зародышей кристаллов п зависит от переохлаждения Т. Рассмотрим связь между п и T при затвердевании чистого металла, свободного от растворимых и нерастворимых примесей. Примем, что расплав нигде не соприкасается с твердой фазой, т. е. имеет место гомогенное зарождение.

Рис. 8.2 Изменение свободной энергии металла в жидком G_L и твердом G_S состояниях в зависимости от температуры Т (Т₀ — температура равновесия)

Из рис. 8.2 видно, что чем ниже температура затверденания T_s (чем больше ), тем больше  — разность свободных энергий жидкости и твердого металла, Дж. Здесь  — изменение свободной энергии (F или в некоторой литературе G) на единицу объема затвердевающего вещества, а V — его объём. Величина  является движущей силой кристаллизации. При затвердевании в системе понижается энергия на , что, однако, не отражает всего изменения энергии. При зарождении кристаллов возникает граница раздела между твердой и жидкой фазами, обладающая энергией П (П — суммарная поверхность зародышей,  — удельная поверхностная энергия). Общее изменение свободной энергии, Дж:

.                                                                     (8.1)

Первое слагаемое характеризует изменение объемной энергии, а второе — поверхностной. Затвердевание будет происходить, если Ф будет уменьшаться.

Принимая, что зародыш имеет форму шара, уравнение (8.1) можно записать в виде

,                                                    (8.2)

где m — число зародышей (или растущих кристаллов); r — радиус зародыша.

Первое слагаемое пропорционально r³, а второе — r², поэтому при малом r величина Ф растет, так как преобладает увеличение поверхностной энергии, а при большом r величина Ф уменьшается вследствие роста абсолютного значения первого слагаемого. Анализ уравнения (8.2) показывает, что функция Ф (r) имеет максимум (рис. 8.3). Зародыш будет расти, если его радиус rr_к (где r_к—критический радиус), так как увеличение размера зародыша приведет к уменьшению Ф. Критическое значение Ф_к соответствует зародышу размером r_к (рис. 8.3). Если радиус зародыша меньше r_к, то зародыш расти не сможет, так как его рост привел бы к увеличению Ф. Зародыши могут возникнуть в жидкости в тех местах, где энергия вследствие флуктуации повышена на величину >Ф_к.

Рис. 8.3 Зависимость Ф от r для различных переохлаждений:

 

В то же время вероятность образования зародыша с критическим радиусом зависит от подвижности атомов в расплаве, которая уменьшается с возрастанием T. Вероятность перехода атома из жидкой фазы в твердую при образовании зародыша равна

,                                                                            (8.3)

где U — энергия активации, самодиффузии, не зависящая от температуры. Скорость образования зародышей n пропорциональна вероятности W сложного события, состоящего из возникновения флуктуации необходимого размера и перехода атомов из жидкой фазы в твердую. Как известно, для двух независимых событий W=W₁W₂.

Из рис. 8.4, на котором приведены кривые W₁, W₂ и W в зависимости от переохлаждения T, видно, что кривая n (Т) проходит через максимум. Экспериментально это подтверждается. Однако для металлов практически реализуется только левая восходящая ветвь кривой n. По характеру этой части можно заключить, что кривая n (Т) почти сливается с осью абсцисс и затем круто поднимается при T_м, т. е. до Т_м зарождение фактически не идет. При малом T значение r_к велико, а Ф_к — чрезвычайно велико, т. е. маловероятно. Следовательно, маловероятно и образование зародыша. Температура Т_м по сути дела является границей метастабильности жидкой фазы.

Рис. 8.4 Зависимость вероятности образования зародышей кристаллов W₁, вероятности перехода атома из жидкой фазы в твердую W₂ и скорости образования зародышей n от переохлаждения T

 

Зарождение под влиянием поверхности какого-либо твердого тела, соприкасающегося с жидкостью, происходит при значительно меньшем переохлаждении (1-10 К) и называется гетерогенным (несамопроизвольным). Облегчение зародышеобразования в присутствии поверхности твердой фазы наблюдается в тех случаях, когда поверхностная энергия на границе возникшего кристалла и твердой фазы (подложки) меньше, чем на границе кристалл — расплав. Это означает, что в этих случаях уменьшаются затраты энергии на образование поверхности раздела при возникновении кристаллов. Следовательно, для образования зародыша критического размера требуется меньшая энергетическая флуктуация и затвердевание начинается при меньшем переохлаждении. Поверхностная энергия на границе кристалл—подложка мала, особенно когда расположение атомов на поверхности подложки близко к расположению атомов на сопрягающейся поверхности кристалла. Твердая фаза, обладающая таким структурным и размерным соответствием с кристаллизующимся металлом, облегчает зародышеобразование, т. е. уменьшает  и увеличивает п.

Гетерогенное зарождение развивается и под влиянием стенки формы (изложницы), в которую заливают металл. Влияние стенки приводит к столбчатой кристаллизации. Для объяснения ее возникновения необходимо учитывать наличие растворимой в жидкости примеси, хотя бы в небольшом количестве. Даже в очень чистом металле она всегда содержится.

Значительный перегрев жидкого металла выше Т₀ приводить к увеличению размеров зерна, что является следствием уменьшения п. Это объясняют так называемой дезактивацией включений, когда включения (частицы примесей) утрачивают свое влияние на образование зародышей. Дезактивая связана, вероятно, с тем, что при перегреве расплава с поверхности включений удаляются атомы металла, адсорбированные на ней и облегчающие образование зародышей.

На величину r_к (и, следовательно, на величину п) можно повлиять и при гомогенном зарождении, если ввести в расплав некоторое количество растворимой поверхностно активной примеси. Атомы такой примеси, адсорбируясь на поверхности возникших зародышей, уменьшают их поверхностную энергию. В расплаве всегда и имеется набор зародышей разных размеров. В результате уменьшения поверхностной энергии устойчивыми становятся зародыши меньших размеров по сравнению со случаем, когда примеси отсутствуют [см. уравнение (8.3)], величина п возрастает, зерно в затвердевшем металле измельчается.

Метод измельчения зерна путем введения в расплав малых количеств (0,001-0,1%) растворимой поверхностно-активной примеси или нераствори-мой примеси, обладающей структурным и размерным соответствием с крис-таллизующимся металлом, называется модифицированием.

 

Рекомендуемая литература:

1.[2] стр.68-77.

2.[6] стр.27-42.

3.[10] стр.25-34.

 

Контрольные задания для СРС по теме 8 [2, 6, 10]

1. Способы получения мелкокристаллической структуры металла.

2. Нанокристаллические материалы.

 

 

Тема10 Бездиффузионные фазовые превращения (1час)

 

План лекции

1. Мартенситные превращения. Экспериментальные наблюдения кристаллографических особенностей. Феноменологическая кристаллографи-ческая теория мартенситных превращений. Межфазные границы мартен-сита с исходной фазой.

2. Энергетика мартенситных превращений.

 

Мартенсит является упорядоченным пересыщенным твердым раствором углерода в -железе.

Процесс перестройки аустенита в мартенсит отличается от других фазовых превращений в сталях рядом характерных особенностей.

Особенность первая. Мартенситное превращение идет только в том слу чае, если быстрым охлаждением аустенит переохлажден до низких температур (200°С и меньше), при которых диффузионные процессы становятся невозмож ными. Мартенситное превращение осуществляется путем сдвига. Отдельные атомы смещаются относительно друг друга на расстояния, не превышающие межатомные – кристаллы мартенсита сопряжены с аустенитом по определен ным кристаллографическим плоскостям. Фазовая граница между ними отсут ствует. Причем смещение атомов в одних направлениях происходит на боль шую величину, в других – на меньшую. В результате этого кубическая решетка аустенита превращается в тетрагональную решетку мартенсита.

Особенность вторая. В результате такой перестройки кристаллической структуры происходит увеличение относительного объема металла (на 0,4-1,3%), что вызывает значительные внутренние фазовые напряжения.

Особенность третья. На заключительном этапе превращения АМ вследствие непрерывного роста фазовых напряжений происходит разрыв кристаллической решетки в области превращения и образование межфазной границы между зернами оставшегося аустенита и образовавшимися кристаллами мартенсита. Рост кристалла мартенсита в этом месте прекращается. Дальнейшее превращение АМ будет идти на других участках.

Особенность четвертая. Из-за незначительного смещения атомов в ходе превращения аустенита в мартенсит этот процесс протекает чрезвычайно быстро — скорость роста кристаллов мартенсита составляет около 1000 м/с.

Особенность пятая. Скорость роста кристаллов мартенсита в раз личных кристаллографических на правлениях неодинакова, поэтому мартенситная фаза имеет пластинчатую кристаллическую структуру, которая на микрошлифах имеет форму игл (рис. 10.1). Длина кристаллов мартен сита равна поперечному сечению зерна аустенита.

 

 

Рис. 10.1 Структура мартенсита в сталях ( х l000)

 

Особенность шестая. Процесс мартенситного превращения идет только при условии непрерывного снижения температуры (ниже М_н). В изотермических условиях превращение АМ не идет. Существует минимальная температура М_к, ниже которой образования мартенсита не происходит. Чем больше в стали углерода, тем ниже М_к; при содержании С > 0,6% минимальная температура мартенситного превращения уходит в область минусовых температур (при 1,5%С М_к –100°С). В охлажденных до атмосферной температуры сталях всегда сохраняется некоторое количество аустенита: от 2-3% при 0,5% С до примерно 50% при 1,5% С. Затрудненность распада последних порций аустенита связывают с появлением значительных сжимающих напряжений, возникающих вследствие увеличения объема при переходе решетки ГЦК в ОЦК.

На температуры М_н и М_к помимо содержания углерода существенно влияют растворенные в аустените легирующие элементы. Подавляющее большинство легирующих элементов понижают температуры М_н и М_к.

Все легирующие элементы (кроме кобальта) повышают устойчивость аустенита, т.е. увеличивают время начала и конца его распада.

Для получения мартенситной структуры аустенит углеродистых сталей необходимо очень быстро и непрерывно охлаждать, применяя для этого холодную (лучше соленую) воду. Быстрое охлаждение необходимо для того, чтобы подавить возможные диффузионные процессы и образование перлитных и бейнитных структур.

Энергетика мартенситных превращений. Переохлаждение аустенита ниже 230°С приводит к тому, что он не распадается , а испытывает аллотропическое превращение без изменения состава. Это превращение совершается мартенситным путем. Отсутствие диффузии при низких температурах задерживает выделение цементита, однако -превращение происходит, так как  при большом переохлаждении достигает значительной величины (в таких случаях говорят, что термодинамический напор сильно возрастает).Уменьшение свободной энергии  при -превращении компенсирует увеличение упругой энергии, возникающее при мартенситном превращении, так как мартенсит имеет наибольший, а аустенит наименьший удельный объем среди всех фаз углеродистой стали.

 

Рекомендуемая литература:

1. [2] стр.168-173.

2. [4] стр.170-175.

3. [6] стр.217-228.

 

Контрольные задания для СРС по теме 10 [2, 4, 6]

1. Механические эффекты в неупругих мартенситных превращениях.

2. Механические эффекты в термоупругих мартенситных превращениях.

 

Тема 11 Сплавы, быстро закаленные из жидкого состояния (1час)

 

План лекции

1. Общая характеристика закалки из жидкого состояния.

2. Теория затвердевания при скоростной закалке.

3. Металлические стекла.

 

При сверхвысоких скоростях охлаждения из жидкого состояния (> 10⁶°С/с) диффузионные процессы настолько замедляются, что подавляется образование зародышей и рост кристаллов. В этом случае при затвердевании образуется аморфная структура. Материалы с такой структурой получили название аморфные металлические сплавы (АМС), или металлические стекла. Затвердевание с образованием аморфной структуры принципиально возможно практически для всех металлов. В настоящее время аморфная структура получена у более чем 200 сплавов и полупроводниковых материалов. Это сплавы легкоплавких, редкоземельных (Sc, Y, La и др.) и переходных металлов. Для образования аморфной структуры переходных металлов к ним необходимо добавлять так называемые аморфизаторы (С,Р, В, N, S и др.). При этом состав аморфного сплава должен отвечать формуле Мe₈₀Х₂₀(где Me — один или несколько переходных металлов, % (ат.); X — элементы, добавляемые для образования и стабилизации аморфной структуры, % (ат.). Так, известны аморфные сплавы, состав которых отвечает формулам Fe₈₀P₁₃B₇; Fe₇₀Cr₁₀P₁₅B₅; Ni₈₀S₂₀; Fe₄₀Ni₄₀S₁₄B₆ и др. У сплавов систем «металл-металл» эта зависисмость не соблюдается.

Сверхвысокие скорости охлаждения жидкого металла (> 10⁶°С/с) для получения аморфной структуры можно реализовать такими способами, как катапультирование капли на холодную пластину, центрифугирование капли или струи, распыление струи газом или жидкостью с высокой охлаждающей способностью и др. Наиболее эффективными способа ми получения лент, пригодных для практического применения, считают охлаждение жидкого металла на внешней или внутренней поверхностях вращающихся барабанов, изготовленных из материалов высокой теплопроводности, прокатку между холодными валками металла, подаваемого в виде струи.

Тонкий слой аморфного металла получают при расплавлении поверхности изделий лазерным лучом благодаря быстрому отводу теплоты при затвердевании массой основного металла.

АМС можно получить и путем сверхбыстрого охлаждения из газовой среды (парообразного или ионизированного состояния), электролизом и катодным распылением с высокими скоростями осаждения, химическим осаждением (сплавы Ni-P) и механическим легированием.

АМС значительно отличаются от своих кристаллических аналогов по строению и, следовательно, по свойствам. В их структуре отсутствует дальний порядок в размещении атомов и характерные особенности структуры поликристаллических сплавов: границы зерен, дислокации и другие дефекты. У АМС нет зональной ликвации и в целом они более однородны по структуре и химическому составу, чем их кристаллические аналоги. В то же время АМС в зависимости от условий получения сохраняют геометрические и химические неоднородности ближнего порядка. В макромасштабе они проявляются в форме неоднородностей плотности по толщине и длине лент. Как следствие, в лентах возникают остаточные напряжения и изменение свойств.

Границей сохранения аморфного состояния является температура кристаллизации t_к0,5t_пл, определяемая при нагреве со скоростью около 20°С/мин.

Для повышения стабильности свойств АМС применяют отжиг. По сравнению с кристаллическими аналогами АМС имеют более низкую плотность, на 20-40 % ниже модуль упругости и в 2 … 4 раза больше удельное электросопротивление.

АМС систем «металл — неметалл» имеют _в = 2000 … 4000 МПа, но при растяжении разрушаются с малым удлинением ( < 1 %). Твердость АМС достигает 1000-1400 HV в закаленном состоянии.

В то же время АМС при сжатии деформируются на 40-50 % без разрушения, а ленты изгибаются на 180° до параллельности сторон. Особенностью АМС является отсутствие наклепа при различных технологических операциях.

АМС на основе железа являются магнитно-мягкими материалами, в которых нет кристаллографической магнитной анизотропии и существенно снижены потери на перемагничивание. При этом магнитные свойства малочувствительны к механическим воздействиям. Получены магнитные материалы и с высокой магнитной энергией. Они представляют собой соединения редкоземельных и переходных металлов.

По сравнению с кристаллическими аналогами АМС сохраняют избыточную энергию, которая выделяется при кристаллизации. По этой причине АМС химически активны; коррозионно-стойкими являются лишь сплавы, у которых образуется пассивирующая защитная пленка. Это, в первую очередь, сплавы железа с хромом и достаточным количеством фосфора и углерода. По сравнению с коррозионно-стойкими сталями эти АМС оказываются более стойкими и для придания им коррозионной стойкости требуется меньше хрома: 8-9 % против 13 % в сталях.

Большое практическое значение имеет возможность получения аморфных металлов в виде ленты, проволоки диаметром несколько микрометров непосредственно при литье, минуя такие операции, как ковка, прокатка, волочение, промежуточные отжиги, зачистки, травление.

 

Рекомендуемая литература:

1.[2] стр.80-82.

2.[4] стр.123-135.

3.[6] стр.297-306.

 

Контрольное задание для СРС по теме 11 [2, 4, 6]

 

1. Быстрозакаленные кристаллические сплавы.

 

Тема 12 Процессы, происходящие при спекании (1час)

 

План лекции

1. Твердофазное спекание. Движущая сила. Стоки и источники веще-ства. Рост перешейка и уравнение усадки.

2. Эволюция микроструктуры и собирательная рекристаллизация.

3. Горячее прессование. Напряжения и механизмы процесса спека-ния. Модели уплотнения. Диаграммы горячего прессования.

4. Спекание в присутствии жидкой фазы.

 

Спекание спрессованных заготовок. Спекание — одна из основных технологических операций порошковой металлургии, в процессе которой происходит превращение непрочного брикета, спрессованного из порошков, в прочное спеченное тело со свойствами, приближающимся к свойствам компактного материала.

Для спекания используют электрические печи сопротивления или печи с индукционным нагревом. Для предотвращения окисления спекают в нейтральных или защитных средах, а для повышения плотности и прочности получаемые заготовки повторно прессуют и спекают.

В процессе спекания вследствие температурной подвижности атомов порошков одновременно протекают такие процессы, как диффузия, восстановление поверхностных окислов, рекристаллизация и др. Температура спекания обычно составляет 0,6-0,9 температуры плавления порошка однокомпонентной системы или ниже температуры плавления основного материала для порошков, в состав которых входит несколько компонентов.

Процесс спекания рекомендуется проводить за три этапа:

I – нагрев до температуры 150–200° С (удаление влаги);

II – нагрев до 0,5 температуры спекания (снятие упругих напряжений и активное сцепление частиц);

III – окончательный нагрев до температуры спекания.

Время выдержки после достижения температуры спекания по всему сечению составляет 30-90 мин. Увеличение времени и температуры спекания до определенных значений приводит к увеличению прочности и плотности в результате активизации процесса образования контактных поверхностей. Превышение указанных технологических параметров может привести к снижению прочности за счет роста зерен кристаллизации.

Спекаемый мелкий материал представляет собой термодинамически неустойчивую систему с большим запасом свободной энергии, обусловленным высокой удельной поверхностью. Стремление системы уменьшить свою свободную энергию путем сокращения удельной поверхности в результате объединения частиц реализуется при повышении температурного уровня. Атомы или ионы в узлах кристаллических решеток получают настолько большую энергию, что способны преодолеть внутренние силы и переместиться в кристаллическую решетку соседней частицы. В результате взаимной диффузии происходит срастание поверхностей соприкасающихся зерен. Температура начала такого процесса определяется прочностью кристаллической решетки металла и составляет примерно 0.4 Т _пл.

На начальном этапе спекания (рис. 12.1, а) происходит срастание частичек в точке контакта. На следующем этапе (рис. 12.1, б) прочность сцепления зерен возрастает в результате увеличения поверхности контакта за счет переноса туда некоторого количества вещества путем поверхностной и объемной диффузии. При этом промежутки между частичками, имевшие вначале неправильную форму и сообщавшиеся между собой, округляются и, наконец, могут превратиться в замкнутые поры (рис. 12.1, в).

Температура спекания прессованных изделий составляет примерно 0,74·Т_ПЛ. Так, для железных порошков это 1100-1200⁰С, для медных 800-900⁰С, молибденовых 2100-2300⁰С.

Рис. 12.2 Схема процесса твердофазного спекания мелкодисперсных частиц

 

Поскольку при спекании частичек происходит их сближение, то в целом процесс спекания сопровождается усадкой – уменьшением размеров образца. Относительную усадку образцов ∆l/l часто используют в качестве индикатора процесса спекания. Усадка образца, а, следовательно, и процесс спекания описывается следующей зависимостью:

,

где к – коэффициент, учитывающий свойства фазы,

τ – время спекания,

n – эмпирический коэффициент.

Как видно, на скорость спекания оказывают влияние два фактора: свойства твердой фазы и температура спекания. Спекание идет тем быстрее, чем меньше размер частиц, чем выше температура (рис. 12.2) и скорость спекания падает со временем (n<1).

                            время                                     температура

 

Рис. 12.2 Ход процесса твердофазного спекания во времени (а) и при различных температурах (б)

 

Естественно, чем больше усилие прессования, т.е. чем меньше пористость прессовки, тем медленнее идет  усадка образца.

Спекание металлических порошков не сводится только к припеканию, сращиванию одних зерен с другими. Этот чисто технический процесс сопроваждается процессом собирательной рекристализации – увелечением размером зерен за счет растворения в них более мелких. При достаточных времени и температуре процесса полностью исчезает индивидуальность отдельных частичек порошка, и спеченное изделие представляет собой единый кусок металла с некоторым количеством пор.

В металлокерамическом производстве, как правило, имеют дело с многокомпонентными системами, спекание в которых имеет много общего со спеканием в однокомпонентной системе. Однако имеются существенные отличия. Ход процесса спекания для таких систем в значительной мере определяется характером диаграмм состояния их компонентов. В системах неограниченной растворимостью: Cu-Ni, Fe-Ni, Co-Ni, Cu-Au, W-Mo, Cr-Mo, Co-Ni-Cu – спеченные изделия имеют однородный состав. В системах с ограниченной растворимостью Fe-C, W-Ni-Cu, Fe-Cu, Fe-W, Ni-W, Mo-Ni-Cu, Co-Cu и смеси нерастворимых компонентов Cu-W, Cu-C, Cu-Mo образуются интерметаллические фазы. Для таких систем ход спекания и свойства изделия будут определяться компонентом, находящимся в смеси в наибольшем количестве. Влияние других компонентов сводится к изолированию частиц основного компонента от их взаимного контакта и препятствованию диффузионным процессом.

Для большего числа сплавов, получаемых из металлических порошков, процесс спекания происходит в присутствии жидкой фазы, образующейся в результате расплавления более легкоплавного компонента или за счет образования эвтектики. При этом возможно два случая:

1) спекание с исчезающей жидкой фазой в результате ее растворения в твердом компоненте, конечный период спекания происходит в твердой фазе;

2) спекание с жидкой фазой, присутствующей до конца спекания – весь период спекания протекает между ликвидусом и солидусом системы.

И в том, и в другом случае объем образующейся жидкой фазы должен быть меньше объема пор прессованного изделия. В противном случае в процессе спекания будет потеряна форма изделия.

Важное значение при жидкофазном спекании кроме поверхностного натяжения имеет степень смачивания жидкостью поверхности твердой фазы, мерой которой является величина краевого угла смачивания – чем меньше угол, тем лучше смачивание, тем быстрее идет процесс уплотнения образца.

Наиболее характерной чертой спекания с участием жидкой фазы является большая степень уплотнения по сравнению со спеканием в твердой фазе. Процесс уплотнения идет по стадиям. Сначала имеет место вязкое течение образовавшейся жидкости, приводящее к перегруппировке частиц, затем действует механизм растворения-осаждения и на заключительном этапе происходит спекание в твердой фазе с образованием жесткого скелета.

Типичным примером спекания с образованием жидкой фазы, исчезающей в процессе спекания, является производство постоянных магнитов из смесей порошков железа, никеля и алюминия.

Примерами спекания, когда образующаяся жидкая фаза не растворяет основной компонент и в ходе спекания затекает в поры между зернами, являются системы W-Co, Fe-Cu.

Спекание изделий, спрессованных из порошков, производится в среде защитного газа и в вакууме. Применение защитных атмосфер диктуется необходимостью предохранения спекаемых изделий от окисления в процессе нагрева, а также восстановления оксидных пленок, имеющихся на поверхности частиц. В качестве защитной атмосферы при спекании применяют водород, генераторный газ, диссоциированный аммиак, конвертированный природный газ, инертные газы.

Прессование порошков при их одновременном нагревании называют горячим прессованием. Это совмещенный процесс прессования и спекания, проводимый при (0,5-0,8)Т_пл формуемого материала. Горячее прессование позволяет получать практически беспористые изделия, что особенно важно для хрупких металлов и соединений типа карбидов, боридов, силицидов.

 

Рекомендуемая литература:

1. [11] стр.348-361.

2. [12] стр.78-85.

 

Контрольные задания для СРС по теме 12 [11, 12]

1. Порошковая металлургия.

2. Способы горячего прессования: электроразрядное или электроим-пульсное.

 

Тема 13 Строение и свойства сталей (1час)

 

План лекции

1. Структура и свойства чистого железа. Сплавы железа. Сплавы внедрения и замещения.

2. Стали. Структура стали, получаемая при термической обработке. Реакции превращения. Перлит. Бейнит. Мартенсит. С-диаграммы. Закалка стали. Отпуск закаленной стали. Мартенсит отпуска. Микроструктура деформированной стали.

 

Железо является одним из наиболее широко применяемых и универсаль-ных металлов, поскольку на его основе получают сплавы с самыми разнообраз-ными и технически важными свойствами. Основными из них являются стали и чугуны, представляющие собой сплавы железа с углеродом и содержащие неиз-бежные примеси, а в ряде случаев и специально вводимые легирующие элемен-ты, позволяющие получать в этих сплавах требуемые свойства.

Основными сплавами железа являются чугун и сталь.

Строение и полиморфизм железа. Железо – переходный элемент VIII группы IV периода, имеет порядковый номер 26, атомная масса 55,85; температура плавления 1539^оС; чистое железо (99,999%) имеет плотность 7,874 т/м³. Известно четыре стабильных изотопа железа, основным из которых является ⁵⁶Fe(91,68%), тогда как остальные – ⁵⁴Fe(5,84%); ⁵⁷Fe(2,17%) и ⁵⁸Fe(0,31%) – составляют небольшую долю.

Согласно диаграмме фазового равновесия (рис. 13.1) возможны шесть состояний железа: газообразное, четыре конденсированные фазы с металлической связью (жидкая и три кристаллические полиморфные модификации α, γ, ε), а при очень высоких температурах газообразное железо ионизируется и переходит в еще одно равновесное состояние – плазму, которая не имеет принципиальных отличий от других видов плазмы. От газообразной формы железа плазма отличается особыми электрическими и магнитными свойствами. Переход железа из состояния плазмы в газообразное происходит при снижении температуры и повышении давления. Первые две кристаллические модификации α и γ существуют при нормальном атмосферном давлении. Появление третьей (ε) возможно лишь при действии значительных давлений и повышенных температур либо в специальных сталях, дополнительно легированных кобальтом и марганцем. Эти модификации железа различаются типом кристаллической решетки: α-Fe имеет кубическую объемно-центрированную, а γ-Fe – кубическую гранецентрированную и ε-Fe – гексагональную плотноупакованную.

При атмосферном давлении модификация α-Fe устойчива от абсолютного нуля до точки А₃ (911^оС). До точки А₂(768^оС) α-Fe ферромагнитно. Эту точку, соответствующую переходу железа из ферромагнитного состояния в парамагнитное, называют температурой Кюри.

При атмосферном давлении модификация α-Fe устойчива от абсолютного нуля до точки А₃ (911^оС). До точки А₂(768^оС) α-Fe ферромагнитно. Эту точку, соответствующую переходу железа из ферромагнитного состояния в парамагнитное, называют температурой Кюри.

В интервале температур от А₃ до А₄ (1392^оС) устойчиво γ-Fe, от А₄ до точки плавления (1539^оС) устойчиво высокотемпературное состояние α-Fe. Области устойчивости γ- и ε- модификаций с плотнейшей  упаковкой атомов ( z = 12) расширяются с повышением давления, а области устойчивости α-модификации (низкотемпературной и высокотемпературной) с менее плотной упаковкой атомов ( z = 8) суживаются. Среди металлов переходных групп, в которых преимущественно наблюдается полиморфизм, превращение α-Fe ↔ γ-Fe уникально, так как температурный интервал существования модификации с объемно-центрированной решеткой разделен на два интервала областью γ-модификации с гранецентрированной решеткой. У всех других металлов переход низкотемпературной модификации в высокотемпературную связан с уменьшением плотности упаковки, а у железа переход α-Fe → γ-Fe при нагреве, напротив, связан с увеличением плотности.

Повышение чистоты металлов, в частности железа, приводит к повышению степени переохлаждения при кристаллизации, существенно влияет на форму кристаллитов и уменьшает их величину, так как при температуре ниже Т_о (температура равновесия между жидкой и твердой фазой) зарождение центров кристаллизации происходит гомогенно. В железе особо высокой чистоты содержание примесей составляет не более 3 10^-4% (ат.). Для железа такой чистоты достигнуто переохлаждение при кристаллизации порядка 300^оС. При таком сильном переохлаждении жидкое железо может кристаллизоваться с образованием γ – фазы, минуя стадию образования высокотемпературной α (δ)- фазы.

Диаграмма фазового равновесия Fe–C.

Фазовые равновесия в железоуглеродистых сплавах описывает диаграмма состояния системы Fe – C (рис. 13.4), определяющая металлографию сплавов железа, положения теории, а также практики термической обработки таких широко используемых в технике сплавов, как стали и чугуны.

Рис. 13.1 Фазовая диаграмма состояния Fe–C

 

Структура стали, получаемая при термической обработке. Термической обработкой называется совокупность операций нагрева, выдержки и охлаждения твердых металлических сплавов с целью получения заданных свойств за счет изменения внутреннего строения и структуры.

Термическая обработка является одним из наиболее распространенных в современной технике способов получения заданных свойств металла. Термическая обработка используется либо в качестве промежуточной операции для улучшения обрабатываемости давлением, резанием и др., либо как окончательная операция технологического процесса, обеспечивающая заданный уровень физико-механических свойств детали.

В результате термической обработки в сплавах происходят структурные изменения. После термообработки металлические сплавы могут находиться в равновесном (стабильном) и неравновесном (метастабильном) состоянии.

Охлаждение при термообработке производится с различной скоростью. При отжиге охлаждают медленно вместе с печью, при нормализации — на воздухе, при закалке применяют быстрое охлаждение в специальных средах.

Закалка и отпуск стали. Для повышения механической прочности и твердости и сохранения достаточной вязкости стали пользуются термической обработкой, состоящей из двух процессов: закалки и отпуска. Закалка и отпуск — основной вид окончательной термической обработки, придающий деталям и конструкциям необходимые эксплуатационные свойства.

Конструкционные стали после закалки и отпуска приобретают повышенную твердость, высокую прочность и вязкость. Инструментальные стали получают высокую твердость и износоустойчивость при достаточной вязкости. Закалка заключается в нагреве стали на 30-50⁰С выше температур фазовых превращений, выдержке при этой температуре и последующем быстром охлаждении. Температура нагрева зависит от содержания в стали углерода (рис. 13.6). Вследствие высокой скорости охлаждения сталь приобретает структуры, отличающиеся от равновесных, соответствующих диаграмме состояния системы железо — углерод. Полученные при быстром охлаждении стали структуры называют метастабильными. Они представляют различные стадии превращения аустенита (мартенсит, тростит, сорбит). Доэвтектоидые стали, применяющиеся в основном в качестве конструкционных материалов в строительстве и машиностроении, нагревают под закалку на 30-50°С выше точки А_сз, в результате чего перлит и избыточный феррит образуют однородный твердый раствор – аустенит. Последний при охлаждении со скоростью больше критической превращается в мелкоигольчатый мартенсит при небольшом количестве остаточного аустенита. Данный способ называется полной закалкой, после правильно проведенного отпуска он приводит к получению необходимой структуры стали с хорошими механическими свойствами. Если перед закалкой нагреть доэвтектоидную сталь до температуры, лежащей в интервале критических точек A_c1-А_сз, то произойдет лишь частичная перекристаллизация стали, остается некоторое количество феррита, который в процессе закалки не претерпит изменений и тем самым снизит твердость стали. Такую закалку доэвтектоидной стали называют неполной и ее применяют крайне редко; в общем случае она не позволяет получить максимально возможные прочностные свойства.

Эвтектоидные и заэвтектоидные стали нагревают перед закалкой на 30-50°С выше точки a_c1, выдерживают при данной температуре и затем охлаждают со скоростью больше критической. Для этих сталей применяют неполную закалку. В структуре эвтектоидной стали после такой закалки будут мартенсит и остаточный аустенит, а в заэвтектоидной стали — мартенсит, вторичный цементит и остаточный аустенит. Из заэвтектоидных сталей в основном изготовляют инструмент, от которого требуется высокая твердость и износоустойчивость, и присутствие вторичного цементита в виде мелких равномерно расположенных зернышек даже желательно.

Рисунок 13.2 Температурный интервал нагрева

углеродистых сталей для закалки

 

Все закаленные детали подвергают отпуску. Отпуском называют термическую обработку, при которой закаленную сталь нагревают до температуры ниже критической точки A_c1, выдерживают при этой температуре, а затем охлаждают. При отпуске стали мартенсит закалки и остаточный аустенит распадаются, образуя более устойчивые структуры. Цель отпуска — уменьшение внутренних напряжений, снижение твердости и хрупкости, повышение пластичности.

Различают 3 вида отпуска: низкий – 150-200°С (применяется для инструмент1; средний – 300-400°С (пружины, рессоры); высокий – 500-600°С (большинство для ответственных деталей машин и конструкций). Закалка с высоким отпуском носит название улучшающей обработки. Улучшению подвергают конструкционные стали, содержащие 0,3-0,5% С. Такие стали называют улучшенными.

Закаливаемостью называется способность стали существенно повышать твердость при закалке. Закаливаемость зависит в основном от содержания углерода и легирующих элементов в стали. Чем больше углерода, тем выше твердость образующегося при полной закалке мартенсита, и тем лучше закаливаемость стали.

Прокаливаемостью называется способность стали принимать закалку на определенную глубину.

Неправильно проведенная закалка вызывает ряд дефектов в металле. К ним прежде всего относятся недостаточная твердость, пятна, повышенная хрупкость, деформация, коробление и трещины.

Рекомендуемая литература:

1.[2] стр.162-192.

2.[4] стр.156-189.

3.[6] стр.212-232.

 

Контрольные задания для СРС по теме 13 [2, 6, 10]

1. Механические свойства. Прочность ферритных, ферритоперлитных и фер-римартенситных сталей. Прочность мартенсита. Прочность и пластичность отпущенного мартенсита.

2. Термомеханические обработки.

3. Быстрорежущие стали.

4. Стали, используемые при низких температурах.

5. Чугуны.

 

Тема 14 Металлические композиционные материалы (1час)

План лекции

1. Классификация и свойства композиционных материалов.

2. Дисперсно-упрочненные композитные материалы. Структура, свойства, технология получения.

3. Волокнистые и слоистые композиты. Непрерывные волокна и слои. Композиты с волокнами конечной длины. Композиты с ультратонкими волокнами и слоями.

 

Композиционными материалами (КМ) или композитами называют материалы, состоящие из сильно различающихся по свойствам друг от друга, взаимно нерастворимых компонентов.

Композиционные материалы позволяют:

– создавать элементы конструкций с заранее заданными свойствами, высокой эффективностью по массе и высокой технологичностью;

– создавать материалы с качественно новыми свойствами и не только повышать эксплуатационные характеристики существующих конструкций, но и создавать принципиально новые конструкции, недоступные при применении традиционных материалов.

Классификация и свойства КМ. Композиционные материалы состоят из сравнительно пластичного матричного материала и более твердых и прочных веществ, являющихся упрочняющими наполнителями. Матрица связывает композицию и придает ей нужную форму. В зависимости от материала мат-рицы различают композиционные материалы с металлической матрицей или металлические композиционные материалы (МКМ), с полимерной — поли-мерные композиционные материалы (ПКМ) и с керамической — керамические композиционные материалы (ККМ). По типу упрочняющих наполнителей ком-позиционные материалы подразделяют на дисперсно-упрочненные, армированные или волокнистые и слоистые (рис. 14.1).

 

Рис. 14.1 Схемы строения композиционных материалов:

а – дисперсно-упрочненные; б – волокнистые; в – слоистые

 

В дисперсно-упрочненные композиционные материалы искусственно вводят мельчайшие равномерно распределенные тугоплавкие частицы карбидов, оксидов, нитридов и другие, не взаимодействующие с матрицей и не растворяющиеся в ней вплоть до температуры плавления фаз. Чем мельче частицы наполнителя и меньше расстояния между ними, тем прочнее композиционный материал. В дисперсно-упрочненных композиционных материалах матрица является основным несущим элементом.

Арматурой в армированных композиционных материалах могут быть волокна различной формы (нити, ленты, сетки разного плетения). Прочность таких композиционных материалов определяется прочностью армирующих волокон, которые воспринимают основную нагрузку. Армирование дает больший прирост прочности. Дисперсное упрочнение технологически легче осуществимо.

Слоистые композиционные материалы набираются из чередующихся слоев волокон и листов матричного материала (типа «сэндвич»). Слои волокон в таком композиционном материале могут иметь различную ориентацию. Возможно поочередное использование слоев матрицы из сплавов с различными механическими свойствами.

Свойства КМ в основном зависят от физико-механических свойств компонентов и прочности связи между ними. Отличительной особенностью КМ является то, что в них проявляются достоинства компонентов, а не их недостатки. Вместе с тем КМ присущи свойства, которыми не обладают отдельно взятые компоненты, входящие в их состав. Для оптимизации свойств композиций выбирают компоненты с резко отличающими, но дополняющими друг друга свойствами.

От свойств матрицы в значительной степени зависят технологические режимы получения КМ и такие важные эксплуатационные характеристики, как рабочая температура, сопротивление усталостному разрушению, воздействию окружающей среды, плотность и удельная прочность.

КМ с комбинированными матрицами называют полиматричными (рис. 14.2, а). Для полиматричных материалов характерен более обширный перечень полезных свойств. Например, использование в качестве матрицы наряду с алюминием титана увеличивает прочность КМ в направлении, перпендикулярном оси волокон. Алюминиевые слои в матрице способствуют уменьшению плотности материала.

       а                                      б

Рис. 14.2 Схемы полиматричного (а) и полиармированного (б) КМ

 

В матрице равномерно распределены остальные компоненты (наполнители). КМ, которые содержат два и более различных наполнителя, называют полиармированными (рис. 14.2, б).

Поскольку главную роль в упрочнении КМ играют наполнители, их часто называют упрочнителями. Упрочинители должны обладать высокими прочностью, твердостью и модулем упругости. По этим свойствам они значительно превосходят матрицу. С увеличением модуля упругости и временного сопротивления наполнителя повышаются соответствующие свойства КМ, хотя они и не достигают характеристик наполнителя. Наполнители называют еще армирующими компонентами. Это более широкое понятие, чем «упрочнитель». Оно не конкретизирует роль наполнителя и поэтому показывает, что наполнитель вводится в матрицу для изменения не только прочности, но и других свойств.

Свойства КМ зависят также от формы или геометрии, размера, количества и характера распределения наполнителя.

По форме наполнители разделяют на три основные группы (рис. 14.3): нуль-мерные (1), одномерные (2), двумерные (3).

 

Рис. 14.3 Формы наполнителя:

1 – нуль-мерные; 2 – одномерные; 3 – двумерные наполнители;

 

Дисперсно-упрочненные КМ, упрочнены нуль-мерными наполнителями; волокнистые — упрочнены одномерными или одномерными и двумерными наполнителями; слоистые — упрочнены двумерными наполнителями.

Для расширения комплекса свойств или усиления какого-либо свойства при армировании КМ одновременно используют наполнители различной формы. Например, для увеличения прочности связи между одномерными наполнителями (стеклянным или углеродным волокном) и полимерной матрицей в нее вводят нуль-мерный наполнитель (частицы асбеста, карбида кремния и др.). С этой же целью применяют армирование наполнителями одной формы, но разного состава. Так, для повышения модуля упругости КМ с полимерной матрицей, армированной стеклянным волокном, дополнительно вводят волокна бора.

Если КМ состоят из трех и более компонентов, они называются гибридными.

По ориентации армирующих компонентов композиционные материалы подразделяются на изотропные и анизотропные.

Изотропные материалы характеризуются одинаковыми свойствами во всех направлениях за счет хаотического или равномерного распределения упрочняющих фаз по всему объему материала.

В анизотропных композиционных материалах упрочнители расположены (ориентированы) в определенном направлении. К ним относятся:

1) композиционные материалы, армированные непрерывными волокнами;

2) эвтектические и дисперсно-упрочненные, подвергнутые направленной деформации.

Структура и свойства дисперсно-упрочненных КМ. В дисперсно-упрочненных КМ наполнителями служат дисперсные частицы тугоплавких фаз-оксидов, нитридов, боридов, карбидов (Al₂O₃, SiO₂, BN, SiC и др.). К достоинствам тугоплавких соединений относятся высокие значения модуля упругости, низкая плотность, пассивность к взаимодействию с материалами матриц, а у таких, как оксиды алюминия и кремния, — большая распространен-ность в природе и невысокая стоимость образующих их элементов.

Дисперсно-упрочненные КМ в основном получают порошковой технологией, но существуют и другие способы, например метод непосредственного введения наполнителей в жидкий металл или сплав перед разливкой. В последнем случае для очистки от жировых и других загрязнителей, улучшения смачиваемости частиц жидким металлом и равномерного распределения их в матрице применяют ультразвуковую обработку жидкого расплава.

Уровень прочности зависит от объемного содержания упрочняющей фазы, равномерности ее распределения, степени дисперсности и расстояния между частицами.

Преимущество дисперсно-упрочненных КМ по сравнению с волокнистыми — изотропность свойств.

Свойства исходных порошков и вариант технологии изготовления таких материалов определяется требуемой структурой получаемого материала, которая в зависимости от расположения дисперсных частиц может быть агрегатной и дисперсной (рис. 14.5).

Существенное влияние на структуру и свойства оказывают размеры дисперсных частиц и равномерность распределения их в объеме материала. Поэтому основной технологической операцией, определяющей однородность смеси, ее чистоту и физико-химические свойства изделия, является операция смешивания.

Подготовка исходных порошков

↓

Смешивание

↓

Формование заготовок

↓

Спекание

↓

Обработка давлением

↓

Термообработка

 

Рис. 14.4 Технологическая схема изготовления дисперсно-упрочненных материалов

 

При изготовлении дисперсно-упрочненных материалов используют следующие способы смешивания исходных порошков металлов и распределения дисперсной фазы в объеме изделия:

1)    механическое смешивание;

2)    поверхностное окисление;

3)    химическое осаждение из растворов;

4)    водородное восстановление из растворов;

5)    термическое разложение солей.

 

а                            б

Рис. 14.5 Схемы агрегатной (а) и дисперсной (б) структур

дисперсно-упрочненных сплавов

Механическое смешивание является наиболее простым и дешевым способом получения смесей, при котором возможно одновременное смешивание и размол составляющих. Для смешивания используют различные мельницы: шаровые, вихревые, конусные смесители и т.п. Выбор оборудования для смешивания зависит от дисперсности частиц порошков, длительности смешивания и степени загрязнения порошков посторонними примесями.

При размоле в воздушной среде повышение дисперсности порошков приводит к их окислению. При этом для металлов с низким сродством к кислороду образующиеся оксиды восстанавливаются в восстановительной среде и активируют спекание. При размоле высокоактивных металлов, оксиды которых трудно восстановимы, процесс ведут в защитной или активной среде.

Более равномерное распределение упрочняющей фазы достигается в том случае, когда вместо металла в матрицы вводят его соль или оксид, легко восстанавливаемые водородом.

Ведущее место из освоенных промышленностью композиционных материалов занимают металлические композиционные материалы на основе алюминия и его сплавов. Использование алюминия в качестве матричного материала обусловлено широким распространением его в технике, низкой плотностью, коррозионной стойкостью, возможностью регулировать механические свойства алюминиевых сплавов термической обработкой и подвергать их различным видам обработки давлением и литья.

В промышленных масштабах выпускаются порошки четырех марок, отличающиеся содержанием оксида алюминия: САП – 1 (6-8 %), САП – 2 (9-12 %), САП – 3 (13-17 %), САП – 4 (18-22 % Al₂O₃).

Химическое осаждение из растворов позволяет добиться равномерного распределения компонентов дисперсно-упрочненных сплавов. Применяют два способа химического осаждения. В первом используют в основном способность ряда металлов осаждаться из растворов на частицах упрочняющей фазы при введении в раствор соединений, обладающих восстановительными свойствами.

Второй способ находит более широкое применение и состоит в совместном осаждении нерастворимых соединений, которые затем переводят в оксиды путем термического разложения и подвергают селективному восстановлению. Практически для всех материалов можно подобрать соответствующие условия осаждения из растворов нерастворимых соединений и перевода их в оксиды. При этом обязательным в дальнейшем должно быть восстановление оксида матричного материала при сохранении оксида упрочнителя. В этом случае предпочтение следует отдавать нитрату, поскольку они хорошо растворимы и при разложении осадков, содержащихся в них азот легко удаляется в виде оксидов.

Восстановление водородом в растворах позволяет получать смеси для изготовления дисперсно-упрочненных материалов высокой степени чистоты. Процесс может происходить только в том случае, когда потенциал реакции ионизации водорода превышает потенциал реакции восстановления. Восстановление происходит в несколько стадий:

– растворение водорода;

– диффузное перемещение и адсорбция его на поверхности зародыша;

– реакция на этой поверхности;

– десорбция и отвод продуктов реакции.

Порошки дисперсно-упрочненных материалов имеют хорошую формуемость, поскольку обладают большой удельной поверхностью.

Спеканием дисперсно-упрочненных материалов не удается получать безпористые заготовки, поскольку наличие в объеме заготовки инертных газов частиц тормозит процесс спекания. Второй особенностью спекания является необходимость предотвращения укрупнения упрочняющих частиц.

Увеличение размера частиц упрочняющей фазы характерно для систем, требующих высоких температур спекания, например для сплавов металлов группы железа и тугоплавких металлов.

При последующей горячей деформации, обеспечивающей получение практически беспористых заготовок, при спекании заготовок дисперсно-упрочненных материалов не ставится цель получения высокой плотности. Основной целью спекания является довосстановление оксидов и дегазация прессовок, поскольку содержание газов на развитой поверхности порошков может достигать больших величин. Так, алюминиевые порошки могут содержать до 1200 см³ газа на 100 г.

Структура и свойства волокнистых КМ. В волокнистых КМ упрочни-телями служат волокна или нитевидные кристаллы чистых элементов и тугоплавких соединений (B, C, Al₂O₃, SiC и др.), а также проволока из металлов и сплавов (Mo, W, Be, высокопрочная сталь и др.). Для армирования КМ используют непрерывные и дискретные волокна диаметром от долей до сотен микрометров.

При упрочнении волокнами конечной длины нагрузка на них передается через матрицу с помощью касательных напряжений. В условиях прочного (без проскальзывания) соединения волокна с матрицей нагрузка на волокна при растяжении равна τπdl,где τ – касательное напряжение, возникающее в матрице в месте контакта с волокном; d – диаметр волокна, l – длина волокна. С увеличением длины волокна повышается возникающее в нем напряжение. При определенной длине, называемой критической, напряжение достигает максимального значения. Оно не меняется при дальнейшем увеличении длины волокна. Практикой подтверждено, что чем тоньше и длиннее волокно, т.е. чем больше отношение длины к диаметру, тем выше степень упрочнения КМ.

В качестве матриц металлических КМ используют металлы: алюминий, магний и титан, жаропрочный никель и сплавы на их основе; для неметаллических КМ — полимерные, углеродистые, керамические материалы.

Свойства волокнистых КМ в большой степени зависят от схемы армирования. Ввиду значительного различия в свойствах волокон и матрицы при одноосном армировании физическим и механическим свойствам КМ присуща анизотропия. При растяжении временное сопротивление и модуль упругости КМ достигают наибольших значений в направлении расположения волокон, наименьших — в поперечном направлении. Анизотропия свойств не наблюдается при двухосном армировании с взаимно перпендикулярным расположением упрочняющих волокон. Остаются низкими характеристики при сжатии и сдвиге. При растяжении материала вдоль волокон нагрузку в основном воспринимают высокопрочные волокна, а матрица служит средой для передачи усилий.

При изготовлении деталей из КМ волокна ориентируют так, чтобы с максимальной выгодой использовать их свойства с учетом действующих в конструкции нагрузок.

Прочность КМ в большой степени зависит от прочности сцепления волокон с матрицей.

Для качественного соединения волокон с матрицей необходимо пpeжде всего обеспечить хороший контакт (без загрязнений, газовых и других включений) по всей поверхности соединений. КМ относятся в основном к термодинамически неравновесным системам, что является главной причиной диффузионных процессов и химических реакций, происходящих на границе раздела между волокном и матрицей. Эти процессы протекают при изготовлении КМ и при их использовании. Некоторое взаимодействие между компонентами необходимо для обеспечения прочной связи между ними, передачи напряжений.

Для металлических КМ прочная связь между волокном и матрицей осуществляется благодаря их взаимодействию и образованию очень тонкого слоя (1-2 мкм) интерметаллидных фаз. Если между волокнами и матрицей нет взаимодействия, то на волокна наносят специальные покрытия для его обеспечения, но прослойки образующейся при этом фазы должны быть очень тонкими.

Способы изготовления волокнистых КМ. Технология изготовления волокнистых композиционных материалов призвана решать следующие задачи: создавать надежную связь упрочнитель — матрица, распределять упрочнитель в матрице по требуемой схеме или обеспечивать сохранность его распределе-ния в армирующих компонентах, исключать коррозионное, механическое и другие виды повреждений.

Существует две технологические схемы изготовления композиционных материалов, отличающиеся способом соединения волокон и матрицы: твердо- и жидкофазные.

Твердофазный способ состоит в механическом соединении волокна и матрицы в виде порошка или фольги с последующим прессованием методом горячего прессования, диффузионной сварки, экструзии или прокатки. После деформации материал может подвергаться спеканию для повышения прочностных свойств. Недостатки способа — возможность повреждения волокон и их взаимодействие с матрицей при спекании.

Жидкофазный способ предусматривает расплавление материала матрицы. Широко применяют пропитку, поскольку проникновение расплава в пучки волокон или маты из дисперсных неориентированных волокон не приводит к значительным разрывам армирующих волокон и изменению формы армирующих компонентов. Пропитку успешно применяют при изготовлении композиционных материалов на основе легкоплавких металлов Аl, Сu, Ni, Аg и волокон, которые хорошо ими смачиваются. Для улучшения качества материала пропитку проводят в вакууме.

Более тугоплавкие металлы подвергают горячему прессованию при наличии жидкой фазы.

Иногда применяют и третий способ изготовления композиционных материалов — способ осаждения и напыления. Процесс осаждения состоит в химическом или электролитическом осаждении материала матрицы на упрочнитель из пара или раствора. Напыление используют для получения композиционных материалов по следующей схеме: напыление материала матрицы на оправку, укладка волокон в один слой, напыление материала матрицы, повторная однослойная укладка волокон и т. дСреди твердофазных способов для получения композиционных материалов, армированных непрерывными и дискретными волокнами, матами, сетками и т. п., широко применяются способы порошковой металлургии, позволяющие получать композиционные материалы с заданной пористостью путем изменения в широком диапазоне концентрации волокна. Обычно применяют традиционную технологическую схему (рис. 14.6).

Смешивание

↓

  Сушка

↓

Прессование

↓

Спекание

↓

Механическая обработка

Рис. 14.6 Технологическая схема изготовления волокнистых композиционных материалов

 

Смешивание — ответственная операция, которая в основном определяет свойства композиционного материала, может осуществляться механическим и химическим способами.

Равномерное распределение компонентов в композиционных материалах достигается при смешивании в конусных, Y-образных смесителях и смесителях со смещенной осью. Применение для смешивания шаровых мельниц и барабанных смесителей вызывает комкование волокон. Более равномерное распределение компонентов достигается при мокром смешивании в спирте, бензине или воде.

Для формования заготовок применяют прессование в стальных прессформах, горячее гидростатическое прессование, экструзию, прокатку, виброуплотнение, шликерное литье и уплотнение взрывом.

При прессовании в стальных прессформах давление прессования определяется свойствами применяемых волокон. Если смесь содержит металлические волокна, давление может быть выше, чем при прессовании композиции с керамическими волокнами. При этом следует учитывать, что наличие в смеси жестких волокон препятствует равномерному уплотнению матрицы.

Значительно возрастает равномерность уплотнения заготовок при гидростатическом прессовании. Этот метод целесообразно использовать при прессовании заготовок с ориентированными волокнами, что позволяет сохранить заданное распределение волокон в матрице. Процесс гидростатического прессования композиционных материалов аналогичен прессованию обычных порошковых смесей.

Способом экструзии можно получать заготовки двух видов. Один вид заготовок получают продавливанием через мундштук шихты, состоящей из смеси компонентов и пластификатора, другой — горячей экструзией порошковых прессовок из смеси матричного материала и упрочнителя. Заготовки этого вида могут применяться и как готовые изделия. Так, например, при производстве титанобериллиевого композиционного материала брикетированные в стальных оболочках смеси порошков титана и бериллиевой проволоки подвергают экструзии при температуре 350-370 °С, а полученные прутки — прокатке и ковке. Основное преимущество этого способа — низкая температура процесса, которая предотвращает образование интерметаллидов, снижающих прочность изделий.

Для формования заготовок композиционных материалов используют вибропрессование и прессование взрывом. Эти способы применяются только для получения заготовок сложной формы. Так, вибрационным уплотнением получают материалы с ориентированным расположением волокон, взрывным импульсным прессованием — изделия с конечными свойствами.

Рис. 14.7 Схема процесса прокатки композиционных материалов

 

Шликерное литье является перспективным способом формования композиционных материалов, позволяющим получать заготовки сложной формы с дискретными волокнами без их деформации в процессе уплотнения. Применяют два вида шликерного литья. Согласно первому из них, из порошков материала матрицы и волокон готовят шликер и заливают в форму. Полученную заготовку сушат и спекают. Содержание волокон в этом случае не превышает 5-10 %. Во втором случае армирующие компоненты помещают в форму и заливают шликером матричного состава. При этом можно использовать и непрерывные волокна.

Горячее прессование позволяет получать беспористые заготовки при более низких давлениях и температурах и за более короткое время по сравнению с раздельным формованием и спеканием, что снижает вероятность разрушения хрупких волокон в процессе формования, а также в связи с применением более низких температур и уменьшением длительности выдержки, удается исключить нежелательное химическое взаимодействие между компонентами.

Например, композиционный материал А1–SiO₂ получают горячим прессованием при температуре 400-500 °С, давлении 5-200 МПа с выдержкой в течение 0,75-1,5 ч.

В зависимости от формы оправки можно получать заготовки различной формы: листы, трубы, полые профили. Для изготовления прутков и проволоки пластической деформацией, заготовки получают сворачиванием полосы матричного материала с расположенным на нем монослоем волокон (рис. 14.9, a).

Рис. 14.8 Схема сборки заготовок МКМ намоткой волокон на оправку (а – получение заготовок; б – прессование заготовок):

1 – барабан; 2 – натяжное устройство; 3 – бухта с волокнами;

4 – металлическая фольга; 5 – волокна

Выбор схемы изготовления заготовок для пластической деформации определяется пластичностью волокна. Так, из металлических волокон можно получать заготовки с острыми углами, когда волокна подвергаются изгибу с малыми радиусами. При применении жестких непрерывных волокон, например бора, карбида кремния, борсика, используют только круглые оправки и получают только монослои, которые затем складывают в стопку и прессуют изделие (см. рис. 14.9, б).

Рис. 14.9 Схема получения армированных прутковых заготовок

(а – армированный монослой; б – полоса с армирующими и матричными волокнами; в – сворачивание армированной полосы в рулон);

1 – матричная рифленая фольга; 2 – матричная полоса;

3 – армирующее волокно; 4 – волокно из матричного материала

 

Полученные заготовки подвергают пластической деформации. Если позволяет прочность волокон, заготовку подвергают холодной деформации в закрытых пресс-формах. Напряжение деформации должно обеспечивать прочную адгезионную связь между листами матричного материала.

При использовании волокон с низкой пластичностью, когда высокие напряжения могут привести к разрушению волокон, заготовки подвергают диффузионной сварке при небольших давлениях и температурах, обеспечивающих интенсивное протекание диффузионных процессов.

Перспективный способ получения композиционных материалов — сварка взрывом. Преимуществом этого способа является то, что материалы композиции не подвергаются нагреву и упрочнение матрицы происходит при малой пластической деформации. Соединение при сварке взрывом происходит в результате пластической деформации, обеспечивающей физический контакт материалов, локальное перемешивание металлов в зоне контакта и выделение теплоты, активирующей диффузионные процессы. Поскольку взаимная диффузия незначительна из-за скоротечности процесса деформации, применяют очистку поверхности материала матрицы и упрочнителя для увеличения адгезионного схватывания в процессе взрыва.

Рекомендуемая литература

1. [2] стр. 434-455, 4643-469.

2. [4] стр. 451-474, 422-427.

3. [10] стр. 383-386.

 

Контрольные задания для СРС (тема 14) [2, , 10]

1. Композиты с волокнами конечной длины.

2. Композиты с ультратонкими волокнами и слоями.

3. Схемы армирования.

 

 

Тема 15 Пластические массы и неметаллические материалы (1час)

 

План лекции

1. Пластические массы. Состав и классификация пластмасс. Важнейшие термопластичные пластмассы. Важнейшие термореактивные пластмассы. Пенопласты, их разновидности и свойства. Рекомендации по использованию пластмасс в машиностроении.

2. Резинотехнические изделия.

 

Неметаллические материалы находят все возрастающие применение в различных отраслях техники. Достаточная прочность, жесткость, эластичность при низкой плотности, химическая стойкость во многих агрессивных средах, уровень диэлектрических свойств при их технологичности делают неметаллические материалы незаметными.

По происхождению неметаллические материалы различают природные, искусственные и синтетические. К природным, например, относятся такие органические материалы, как натуральный каучук, древесины, смолы (янтарь, канифоль), хлопок, шерсть, лен и др. Неорганические природные материалы включают графит, асбест, слюду и некоторые горные породы. Искусственные органические материалы получают из природных полимер-продуктов (вискозное волокно, целлофан, сложные и простые эфиры, целлюлозы). Синтетические материалы получают из простых низкомолекулярных соединений.

В искусственных и синтетических материалах возможно проектировать и комбинировать свойства исходных веществ с целью получения заданных свойств конечного продукта и готовых изделий. В результате синтетические неметаллические материалы вытесняют природные и являются наиболее распространенными, в особенности пластмассы, резина, в которых в качестве связующего служат высокомолекулярные органические соединения (полимеры).

Классификация и технологические свойства пластмасс.

Значительное влияние на полимерные материалы оказывает воздействие на них теплоты. В зависимости от поведения при повышенных температурах пластмассы подразделяют на термопластичные (термопласты) и термореактивные (реактопласты).

Термопласты при нагревании размягчаются и расплавляются, затем вновь затвердевают при охлаждении, Переход термопластов из одного физического состояния  в другое может осуществляться неоднократно без изменения химического состава. Термопласты имеют линейную или разветвленную структуру молекул.

Реактопласты при нагревании переходят в вязко-текучее состояние, но под действием теплоты и в результате химической реакции переходят в твердое, необратимое состояние. Твердые реактопласты нельзя повторным нагревом вновь перевести в вязкотекучее состояние. В процессе полимеризации под действием указанных факторов линейная структура полимера превращается в пространственную. Отдельные виды термореактивных смол (эпоксидные, полиэфирные) относят к числу самотвердеющих при температуре 20⁰С. При введении отвердителя они переходят в твердое необратимое состояние.

Поведение термопластов и реактопластов под действием теплоты оказывает решающее влияние на технологический процесс переработки пластмасс в детали. В зависимости от числа компонентов все пластмассы; подразделяют на простые и композиционные. Простые (полиэтилен, полистирол и т. д.) состоят из одного компонента — синтетической смолы, композиционные (фенопласты, аминопласты и др.) — из нескольких составляющих, каждая из которых выполняет определенную функциональную роль. В композиционных пластмассах смола является связующим для других составляющих. Свойства связующего во многом обусловливают физико-механические и технологические свойства пластмассы. Содержание связующего в пластмассах достигает 30-70%.

Помимо связующих в состав композиционных пластмасс вводят следующие составляющие: наполнители различного происхождения для повышения механической прочности, теплостойкости, уменьшения усадки и снижения стоимости композиции (органические наполнители – древесная мука, хлопковые очесы, целлюлоза, хлопчатобумажная ткань, бумага, древесный шпон и др.; неорганические – графит, асбест, кварц, стекловолокно, стеклоткань и др.); пластификаторы (дибутилфталат, касторовое масло и др.), увеличивающие эластичность, текучесть, гибкость и уменьшающие хрупкость пластмасс; смазывающие вещества (стеарин, олеиновая кислота и др.), увеличивающие текучесть, уменьшающие трение между частицами композиций, устраняющие прилипание к пресс-формам; катализаторы (известь, магнезия и др.), ускоряющие отвердение пластмасс; красители (сурик, нигрозин и др.), придающие пластмассам нужный цвет.

При изготовлении газонаполненных пластмасс (поро- и пенопластов) в полимеры вводят газообразователи — вещества, которые разлагаются при нагревании с выделением газообразных продуктов.

В зависимости от механической прочности конструкционные пластмассы подразделяют на три основные группы: низкой, средней и высокой прочности.

К группе пластмасс низкой прочности относят полиэтилены, фторопласты и др. Из полиэтилена изготовляют трубы, детали для вентиляционных установок, гальванических ванн и т. д. Фторопласты отличаются высокой химической стойкостью, тепло- и морозоустойчивостью и высокими диэлектрическими свойствами. Детали, изготовляемые из этих материалов, способны работать в агрессивных средах и при значительных колебаниях температуры.

Пластмассы средней прочности – это фенопласты, полистиролы, полиамиды и др. Фенопласты – термореактивные пластические массы на основе фенолоформальдегидных смол – широко применяют для изготовления электротехнических деталей (корпусные детали приборов, панелей, разъемников, выключателей). Фенопласты характеризуются хорошими технологическими свойствами. Полистирол, характеризующийся высокими диэлектрическими свойствами, служит для изготовления деталей, радио- и электроаппаратуры. Благодаря сочетанию высоких механической прочности, износостойкости, коррозионной и химической стойкости полиамиды являются одним из важнейших конструкционных материалов. Наибольшее промышленное применение получили капрон, капролон, полиамидная смола-610 и другие пластмассы. Изготовляемые из этих материалов зубчатые колеса, подшипники скольжения и другие детали работают более плавно, с меньшим шумом, имеют меньшую массу и дешевле по сравнению с аналогичными металлическими деталями.

К высокопрочным пластмассам относят стеклопластики, представляющие собой композиционные материалы, состоящие из наполнителя (стеклянные ткани, сетки, ленты, волокна, нити и т. д.) и связующего (эпоксидные, фенолоформальдегидные и кремнийорганические смолы). Из стеклопластиков изготовляют корпусные детали автомобилей, лодок, самолетов и т. д. В процессе изготовления этих деталей технологически совмещается формообразование деталей и получение самого конструкционного материала – стеклопластика. Для получения высоконагруженных конструкционных деталей небольших габаритных размеров применяют термореактивные пресс-материалы АГ-4С, АГ-4В и др. Детали из этих материалов получают прессованием. В промышленности также широко применяют термопласты, армированные стекловолокном. При использовании в качестве наполнителей стеклянных волокон теплостойкость и механическая прочность этих материалов повышаются в 3-4 раза. Низкий коэффициент линейного расширения и незначительная усадка при формовании обеспечивают получение деталей высокой точности из армированных стекловолокном термопластов. Основными технологическими свойствами пластмасс являются текучесть, усадка, скорость отвердения (реактопластов) и термостабильность (термопластов).

Текучесть — способность материала заполнять форму при определенных температуре и давлении. Она зависит от вида и содержания в материале смолы, наполнителя, пластификатора, смазочного материала, а также от конструктивных особенностей пресс-формы. Для термопластичных (ненаполненных) материалов за показатель текучести принимают индекс расплава – количество материала, выдавливаемого через сопло экструзионного пластометра диаметром 2,095 мм при определенных температуре и давлении в единицу времени.

Под усадкой понимают абсолютное или относительное уменьшение размеров детали по сравнению с размером полости пресс-формы. Усадка зависит от физико-химических свойств связующей смолы, количества и природы наполнителя, содержания в нем влаги и летучих веществ, температуры, при которой происходит переработка, и других факторов. Усадку необходимо учитывать при проектировании пресс-форм.

Продолжительность процесса перехода термореактивного материала из вязкотекучего состояния в состояние полной полимеризацин определяет скорость отвердения. Скорость отвердения (полимеризации) зависит от свойств связующего (термореактивной смолы) и температуры переработки. При низкой скорости отвердения увеличивается время выдержки материала в пресс-форме под давлением и снижается производительность процесса. Повышенная скорость отвердения может вызвать преждевременную -полимеризацию материала в пресс-форме, в результате чего отдельные участки формующей полости не будут заполнены пресс-материалом и деталь получится бракованной.

Под термостабильностью понимают время, в течение которого термопласт выдерживает определенную температуру без разложения. Высокую термостабильность имеет полиэтилен, полипропилен, полистирол и др. Переработка их в детали сравнительно проста. Для материалов с низкой термостабнльностью (полиформальдегид, поливинилхлорид и др.) необходимо предусматривать меры, предотвращающие разложение их в процессе переработки: например, увеличивать площадь сечения литников, диаметр цилиндра.

В зависимости от физического состояния полимерных материалов, их технологических свойств и других факторов все способы переработки пластмасс в детали наиболее целесообразно сгруппировать следующим образом:

– переработка в вязкотекучем состоянии (прессованием, литьем под давлением, выдавливанием);

– переработка в высокоэластичном состоянии (пневмо- и вакуум-формовкой, штамповкой);

– получение деталей из жидких полимеров различными способами формообразования;

– переработка в твердом состоянии разделительной штамповкой и обработкой резанием;

– получение неразъемных соединений сваркой, склеиванием;

– различные способы переработки (спекание, напыление).

Способы изготовления резиновых технических деталей.

 

Резиной называется, продукт специальной обработки (вулканизации) смеси каучука и серы с различными добавками.

Технологический процесс изготовления резиновых технических деталей состоит из отдельных последовательных операций: приготовления резиновой смеси, формования и вулканизации. Подготовка резиновой смеси заключается в смешивании входящих в нее компонентов. Перед смешиванием для того чтобы каучук стал пластичным, его многократно пропускают через специальные вальцы, предварительно подогретые до 40-50⁰С. Находясь в пластичном состоянии, каучук обладает способностью хорошо смешиваться с другими компонентами. Спешивание проводят в червячных или валковых смесителях. При приготовлении смеси первым из компонентов обязательно вводят противостаритель, последним – вулканизатор или ускоритель вулканизации.

Резиновые технические детали в зависимости от предъявляемых к ним требований формообразуют каландрованием, непрерывным выдавливанием, прессованием, литьем под давлением, намоткой и т.д. Технологические процессы переработки сырой резины в детали подобны тем, которые были рассмотрены при формообразовании деталей из пластмасс. Специфичным является лишь получение листовых заготовок (каландрование).

Каландрование применяют для получения листовых резиновых смесей и прорезиненных лента также соединения листов резины и прорезиненных лент (дублирование). Операцию выполняют на многовалковых машинах- каландрах. Валки каландров снабжают системой внутреннего обогрева или охлаждения, что позволяет регулировать температуру. Листы резины, полученные прокаткой на каландрах, сматывают в рулоны и используют затем в качестве полуфабриката для других процессов, формообразования резиновых деталей. Во избежание слипания резины в рулонах ее посыпают тальком или мелом при выходе из каландра.

В процессе получения прорезиненной ткани в зазор между валками каландров 4 (рис. 15.1) одновременно пропускают пластифицированную резиновую смесь 3 и ткань 2. Резиновая смесь поступает в зазор между верхним и средним валками, обволакивает средний валок и поступает в зазор между средним и нижним валками, через который проходит ткань. Средний валок вращается с большей скоростью, чем нижний. Разница скоростей, обеспечивает

втирание резиновой смеси в ткань. Толщину резиновой пленки на ткани регулируют, изменяя зазор между валками каландра. Многослойную прорезиненную ткань получают при пропускании определенного числа листов однослойной прорезиненной ткани через валки каландра. Полученную ткань наматывают на барабан 1 и затем вулканизируют.

Рис. 15.1 Схема получения прорезиновых тканей

 

Непрерывное выдавливание используют для получения профилированных резиновых деталей (труб, прутков, профилей для остекления и т.д.). Непрерывным выдавливанием детали изготовляют на машинах червячного типа. Таким способом покрывают резиной металлическую проволоку.

Прессование является одним из основных способов получения фасонных деталей (манжет, уплотнительных колец, клиновых ремней и т.д.). Его выполняют в металлических формах. Применяют горячее и холодное прессование. При горячем прессовании резиновую смесь закладывают в горячую пресс-форму и прессуют на гидравлических прессах с обогреваемыми плитами. Температура прессования 140-155⁰С. При прессовании одновременно происходят формообразование и вулканизация деталей. Высокопрочные детали (например, клиновые ремни) после формования подвергают дополнительной вулканизации в специальных приспособлениях – пакетах. Холодным прессованием получают детали из эбонитовых смесей 1 (корпуса аккумуляторных батарей, детали для химической промышленности и т. д.). После прессования заготовки отправляют на вулканизацию. В состав эбонитовой смеси входят каучук и значительное количество серы (до 30% от массы каучука). В качестве наполнителей применяют размельченные отходы эбонитового производства.

Литьем под давлением получают детали сложной формы. Резиновая смесь поступает под давлением при температуре 80-120⁰С через литниковое отверстие в литейную форму, что значительно сокращает цикл вулканизации.

Вулканизация является завершающей операцией при изготовлении резиновых деталей. Вулканизацию проводят в специальных камерах – вулканизаторах – при  температуре 120 – 150⁰С в атмосфере насыщенного водяного пара при небольших давлениях. В процессе вулканизации происходит химическая реакция серы и каучука, в результате которой линейная структура молекул каучука превращается в сетчатую, что уменьшает пластичность, повышает стойкость к действию органических растворителей, увеличивает механическую прочность.

При массовом производстве резиновых деталей используют высокопроизводительное и автоматизированное оборудование.

 

Рекомендуемая литература

1. [2] стр. 382-395, 399-405.

2. [4] стр. 451-474, 482-494.

3. [10] стр. 406-426.

 

Контрольные задания для СРС (тема 15) [2,4, 10]

1. Состав термопластов и отвержденных реактопластов.

2. Назначение компонентов, совмещающихся (пластификаторы, стабили-заторы, кристаллокрасители) и не совмещающихся красителей – наполнителей.

3. Пластики с твердым наполнителем: порошковым, волокнистым, листовым.

4. Свойства и области применения реактопластов с различными наполнителями.

4 Методические указания для выполнения практических занятий

 

Тема 1 Электронная оболочка атомов химических элементов. (2 часа)

 

Цель занятия: приобрести практические навыки заполнения электрон-ных оболочек атомов химических элементов; научиться изображать графи-ческие электронные формулы атомов и ионов.

 

План практического занятия

1. Распределение электронов по энергетическим уровням и подуровням. Принцип Паули и правило Хунда.

2. Электронные формулы атомов.

3. Связь электронного строения атома с положением элемента в Перио-дической системе Д. И. Менделеева.

4. Графические электронные формулы атомов и ионов.

 

Рекомендуемая литература

1. [1]

2. [3]

 

Контрольные задания для СРС (тема 2) [1, 3]

1. Рассчитайте максимальное число электронов на 4-ом и 5-ом энергетических уровнях атома.

2. Какими значениями квантовых чисел можно охарактеризовать электрон, находящийся на р-орбитали 4-го энергетического уровня?

1. 3.  Изобразите электронные формулы атомов кремния, молибдена и золота.

4. Напишите графические электронные формулы кадмия и теллура.

5. Изобразите электронные формулы Cl^– и Cu²⁺.

 

Тема 2 Термодинамика фазовых превращений. (3 часа)

 

Цель занятия: ознакомиться с основными термодинамическими величинами (энтальпия, энтропия); овладеть приемами расчета термохимии процессов с использованием закона Гесса и методами расчета энергии Гиббса .

 

План практического занятия

1. Основные термодинамические величины.

2. Термохимия. Применение закона Гесса для расчета энтальпии и энтропии процессов.

3. Методы расчета энергии Гиббса .

 

Рекомендуемая литература

1. [2

2. [6]

3. [11]

 

Контрольные задания для СРС (тема 2) [2, 6, 11]

1. Определить тепловой эффект реакции окисления магнетита до гематита: 2/3 Fe₃0₄+1/6 0₂=Fe₂0₃.

2. Определить тепловой эффект реакции сгорания 60 граммов этапа С₂Н₆, если продуктами реакции являются углекислый газ и пары воды.

3. Определить температуру, при которой в системе

N₂ + ЗН₂ = 2NH₃

наступает термодинамическое равновесие.

 

Тема 3 Анализ диаграмм фазового равновесия сплавов. (6 часов)

Цель занятия: ознакомиться с основными типами диаграмм состояния двойных систем; приобрести навыки построения диаграмм двухкомпонентных систем и определения состава трехкомпонентных систем; научиться проводить анализ диаграмм состояния двухкомпонентных систем.

 

План практического занятия

1. Рассмотреть разновидности типовых диаграмм состояния двухкомпонентных сплавов.

2. Разобрать методику построения и проведения фазового анализа диаграмм состояния двухкомпонентных сплавов.

3. Определение состава фаз по диаграммам состояния различных двухкомпонентных сплавов.

4. Определение количества фаз по диаграммам состояния различных двухкомпонентных сплавов.

5. Определение состава трехкомпонентного сплава.

 

Рекомендуемая литература

1. [5]

2. [6]

3. [7]

 

Контрольные задания для СРС (тема 3) [5, 6, 7]

1. Начертить заданную преподавателем диаграмму состояния двойных сплавов.

2. Обозначить все линии диаграммы, отметив линии ликвидус и солидус.

3. Провести структурный и фазовый анализ диаграммы и описать все нонвариантные превращения в сплавах.

4. Построить кривую охлаждения для заданного преподавателем сплава с объяснением всех превращений и зарисовкой микроструктур, с применением правила фаз и правила отрезков (для двух различных фазовых областей).

5.Разобрать различные методы определения состава трехкомпонентных сплавов.

 

 

Тема 4 Фазовый состав и структура легированных сталей. (2 часа)

 

Цель работы: изучить влияние легирующих элементов на  превращение в сталях, ее свойства; классификацию легированных сталей по структуре; маркировку легированных сталей.

 

План практического занятия

1. Влияние легирующих элементов на  превращение и свойства стали.

2. Классификация легированных сталей по структуре.

3. Маркировка легированных сталей.

 

Рекомендуемая литература

1. [2]

2. [4]

1. [10]

4. [13]

 

Контрольные задания для СРС (тема 4) [2, 4, 10, 13]

1. По каким признакам классифицируют легированные стали?

2. Каковы принципы маркировки легированных сталей?

3. Как влияют легирующие элементы на α- и γ-области?

4. Определить примерный химический состав сталей по марке, выданной преподавателем.

 

Тема 5 Анализ структуры сплавов на основе цветных металлов. (2 часа)

 

Цель занятия: изучить диаграмму состояния системы Cu–Zn, разобрать, как меняются свойства латуней от содержания цинка, рассмотреть режимы термической обработки, а также изучить микроструктуры и принципы маркировки латуней.

 

План практического занятия

1. Анализ диаграммы состояния системы Cu–Zn.

2. Классификация, маркировка и свойства латуней.

3. Термическая обработка латуней.

 

Рекомендуемая литература

1. [2]

2. [6]

3. [14]

 

Контрольные задания для СРС (тема 5) [2, 6, 14]

1. На какие группы по структуре подразделяют двойные латуни?

2. Каковы принципы маркировки латуней? Расшифровать марки латуней: Л68, ЛАН59-3-2, ЛЦ40Мц3А.

3. Какую структуру имеют двухфазные латуни и что из себя представляет β’-фаза?

4. Как меняются механические свойства латуней с изменением их структуры?

5. Какими элементами легируют латуни и как они влияют на их свойства?

6. Какой основной вид термической обработки применяют для латуней?

7. Какова область применения латуней?

 

5 Методические указания для выполнения лабораторных работ

 

Лабораторная работа № 1 Устройство металлографического микроскопа МИМ – 7 (2 ч.)

Цель работы: ознакомиться с понятиями макро- и микроанализ металлов и сплавов, изучить устройство металлографического микроскопа и приобрести практические навыки работы на нем.

 

Порядок выполнения работы:

1. Ознакомиться с понятиями макро- и микроанализ и макро- и   микроструктура.

2. Подробно ознакомиться с конструкцией микроскопа МИМ – 7.

3. Изучить оптическую схему микроскопа.

4. Настроить микроскоп к работе.

5. Просмотреть простейшие микроструктуры на примере серых чугунов.

6. Зарисовать изученные микроструктуры.

 

Контрольные вопросы

1. Охарактеризуйте макро- и микроструктуры металлов и сплавов?

2. В чем заключается сущность микроскопического анализа?

3. Что называется микрошлифом?

4. Перечислить основные части и узлы микроскопа МИМ-7.

5. Как наладить микроскоп для визуального наблюдения?

6. Из чего состоит и для чего предназначена металлографическая станция?

 

Контрольные задания для СРС

1. Каковы принципы определения увеличения микроскопа для исследуемого образца?

2. Применение современных металлографических станций для изучения структуры материалов.

 

 

Лабораторная работа № 2 Изучение процесса первичной кристаллизации (2ч.)

 

 

Цель работы: изучить процесс первичной кристаллизации металлов и сплавов на примере насыщенных растворов солей, изучить устройство биологического микроскопа.

 

Порядок выполнения работы:

1. Изучить процесс первичной кристаллизации металлов и сплавов на примере растворов солей.

2. Изучить устройство биологического микроскопа и работу на нем.

3. Изучить строение стального слитка и зарисовать его микроструктуру по продольному разрезу.

4. Изучить строение и зарисовать структуру закристаллизовавшейся капли растворов хлористого натрия и красной кровяной соли с указанием различных зон кристаллизации.

 

Контрольные вопросы

1. Каково строение твердых, жидких и газообразных металлов?

2. Чем     отличаются      теоретические    и      реальные      температуры кристаллизации и плавления?

3. Что является движущей силой кристаллизации?

4. Когда в отливках образуются усадочные раковины?

5. Объясните строение трех зон стального слитка.

 

Контрольные задания для СРС

1. Какое       условие       необходимо       для       протекания      процесса кристаллизации?

2. В чем заключается сущность процессов модифицирования?

3. Как получить мелкое зерно в литом металле?

 

Лабораторная работа № 3 Изучение диаграммы «железо-цементит»

и микроструктур сталей и белых чугунов (3ч.)

 

Цель работы: изучить диаграмму «железо–цементит», разобрать микроструктуры углеродистых сталей и белых чугунов, научиться рассчитывать процентное содержание углерода в сталях и чугунах, рассмотреть влияние примесей на свойства стали.

 

Порядок выполнения работы:

1. Изучить диаграмму «железо–цементит» и микроструктуры углеродистых сталей и белых чугунов.

2. По структуре определить вид сплава для четырех образцов. Зарисовать структуры. Определить количество структурных составляющих в процентах.

3. Рассчитать процентное содержание углерода для каждого сплава.

4. Замаркировать стали, считая их качественными.

5. Обозначить сплавы на диаграмме Fe-Fe₃С, построить для них кривые охлаждения с применением правила фаз.

 

Контрольные вопросы

1. Назовите компоненты, фазы, структурные составляющие на диаграмме «железо-цементит».

2. Что такое феррит, перлит, цементит, ледебурит?

3. Какова структура: технического железа, доэвтектоидной стали, эвтектоидной стали, заэвтектоидной стали, доэвтектического чугуна, эвтектического чугуна, заэвтектического чугуна?

4. Запишите реакции превращений для диаграммы железо-цементит: перитектического, эвтектического, эвтектоидного.

 

Контрольные задания для СРС

1. Охарактеризуйте фазовые и структурные изменения в сплавах «железо–цементит» после затвердевания.

2. Как влияют содержание углерода и температуры на структуру и фазовый состав стали и чугуна?

3. Вычертить самостоятельно диаграмму «железо–цементит».

 

 

Лабораторная работа № 4 Изучение микроструктур и твердости стали

после термообработки (2ч.)

 

Цель работы: изучить различные виды термической обработки, их режимы; изучить микроструктуры образцов после различных видов термообработки и определить их твердость.

 

Порядок выполнения работы:

1. Определить оптимальные температуры нагрева для данного образца стали по диаграмме «железо–цементит».

2. Методом Бринелля определить твердость образцов данной стали после различных видов термообработки.

3. Изучить микроструктуры образцов после различных видов термообработки, зарисовать.

4. По результатам измерений построить график зависимости твердости стали от температуры отпуска.

 

Контрольные вопросы

1. Виды термической обработки и их определения.

2. Структура стали 40 после отжига, нормализации, закалки, низкого, среднего и высокого отпуска.

3. Различие между перлитом, сорбитом, трооститом.

4. Различие между полной и неполной закалкой, полным и неполным отжигом.

5. Дать определения перлита, аустенита, феррита и мартенсита.

6. Закалите стали: 40, У10.

 

Контрольные задания для СРС

1. Как изменяются  величина  зерна и характер структуры после полного отжига?

2. В каких случаях рекомендуется процесс нормализации?

3. На диаграмме «железо–цементит» покажите температуры закалки доэвтектоидных и заэвтектоидных сталей. Почему нагревают до этих температур?

4. Установите режим отпуска для резца из стали, содержащей 1 % С.

 

 

Лабораторная работа № 5 Исследование микроструктуры жаростойких сталей (2ч.)

         Цель работы: изучить структуру и свойства жаростойких сталей, разобрать режимы термической обработки различных марок жаростойких сталей.

 

Порядок выполнения работы:

1. Назначить режим термической обработки стали марки 12Х18Н9ТА.

2. Зарисовать микроструктуру до и после термообработки.

3. Поместить образцы стали 12Х18Н9ТА и углеродистой стали в окислительную среду (например, раствор азотной кислоты) при повышенной температуре (600 °С). Сравнить состояние поверхности через  45  мин  выдержки.

4. Зачистить поверхности от образовавшейся окалины, взвесить и сделать вывод о жаростойкости материалов.

 

Контрольные вопросы

1. Что такое жаростойкость и жаропрочность стали?

2. Назовите    и    расшифруйте   марки   жаростойких   сталей. К  каким классам по структуре они относятся?

3. Какую термообработку назначают стали 08Х13? С какой целью?

4. С какой целью в жаростойкие стали вводят титан и никель? В каких количествах?

 

Контрольные задания для СРС

1. Дайте определение понятию «окалиностойкость».

2. Какими основными элементами легируют стали для повышения окалиностойкости?

3. Каков механизм действия легирующих элементов?

4. Какова область применения жаростойких сталей?

 

 

Лабораторная работа № 6 Исследование микроструктуры латуней (2ч.)

Цель работы: изучить диаграмму состояния системы Cu–Zn, разобрать, как меняются свойства латуней от содержания цинка, рассмотреть режимы термической обработки, а также изучить микроструктуры и принципы маркировки латуней.

 

Порядок выполнения работы:

1. Изучить диаграмму состояния сплавов системы Cu–Zn.

2. Назначить режим термической обработки латуней с различным содержанием Zn.

3. Зарисовать микроструктуру до и после термообработки.

4. Проанализировать влияние содержания цинка на структуру латуней (однофазных, двухфазных) и, следовательно, на их механические свойства.

4. Определить твердость различных образцов латуней.

 

Контрольные вопросы

1. Каковы принципы маркировки латуней?

2. На какие группы по структуре подразделяют двойные латуни?

3. Какую структуру имеют двухфазные латуни и что из себя представляет β’-фаза?

4. Как меняются механические свойства латуней с изменением их структуры?

5. Провести микроанализ латуни с содержанием 32 % Zn: литой, после деформации и отжига. Указать причину образования неоднородной структуры после литья и процессы при деформации и последующем отжиге, изменяющие эту структуру.

6. Какой основной вид термической обработки применяют для латуней?

7. Измерить твердость исследуемых образцов.

 

Контрольные задания для СРС

1. Какими    элементами    легируют    латуни   и   как   они влияют на их свойства?

2. Какова область применения латуней?

3. Расшифровать    марки    латуней:   Л68,   ЛАН59-3-2,   ЛЦ40Мц3А  и назначить режим термической обработки.

 

 

Лабораторная работа № 7 Определение влажности неметаллических материалов (1 ч.)

 

Цель работы: научиться определять влажность различных материалов при помощи анализатора влажности «ЭЛВИЗ 2».

 

Порядок выполнения работы:

1. Ознакомиться с понятиями влажность и влагосодержание.

2. Изучить влияние влаги на механические свойства полимеров.

3. Подробно ознакомиться с устройством и принципом работы влагомера «ЭЛВИЗ 2».

4. Произвести измерение влажности различных неметаллических материалов.

 

Контрольные вопросы

1. Что такое влажность?

2. Как влияет содержание влаги на свойства полимерных материалов?

2. Перечислить основные узлы влагомера.

3. Как подготовить влагомер к работе?

4. Как произвести измерение влажности исследуемого материала?

 

Контрольные задания для СРС

1. Для каких целей предназначены и в чем сущность тарировки и градуировки прибора?

2. Провести анализ влажности трех различных материалов.

 

Лабораторная работа № 8 Определение температуры хрупкости резин при ударе (1 ч.)

Цель работы: овладеть методикой  определения температуры хрупкости резин при ударе, провести расчет температуры хрупкости резины согласно ГОСТ.

 

Порядок выполнения работы

1. Подробно ознакомиться с методикой и устройством прибора для определения температуры хрупкости резин при ударе.

2. Изготовить образцы согласно ГОСТ.

3. Провести испытания резины.

4. Рассчитать температуру хрупкости резины при ударе.

 

Контрольные вопросы

1. Описать прибор для определения температуры хрупкости резин при ударе.

2. Какие образцы используются при проведении испытаний?

3. Каким образом определяется температура хрупкости резины?

 

Контрольные задания для СРС

1. Для каких целей проводят испытания резин на хрупкость?

2. Как влияют различные пластификаторы на температуру хрупкости резин при ударе?

3. Изучить ГОСТ по физико-механическим свойствам резино-технических изделий.

 

 

 

 

 

6 Тематический план самостоятельной работы студента с преподавателем

 

Наименование темы СРСП	Цель занятия	Форма проведения занятия	Содержание задания	Рекомендуемая литература
1	2	3	4	5
Тема 1. Электронное строение атомов	Углубление знаний по данной теме	Решение задач	Задачи по запол-нению электрон-ных оболочек атомов; опреде-ление валентных электронов	[3]
Тема 2. Термодинамика фазовых превращений.	Углубление знаний по данной теме	Решение задач	Расчет термоди-намических величин различ-ных процессов	[6, 11]
Тема 3. Применение теории фазовых превращений к конкретным системам сплавов.	Научиться различать эвтектическое, эвтектоидное, перитектическое превращения	Решение задач	Построение диаг-рамм состояния двухкомпонент-ных сплавов с различными фазовыми превращениями	[2, 5, 7]
Тема 3. Теория сплавов.	Научиться определять фазовый состав в точках диаграммы «железо-углерод»	Решение задач	Расчеты по правилу рычага (отрезков): опре-деление концент-рации компонен-тов в фазах и количественного соотношения фаз	[2, 4, 8]
Тема 4. Кристал-лизация металлов и сплавов	Углубление знаний по данной теме	Работа с диаг-раммой «железо-цементит»	Построение кри-вых охлаждения и нагревания	[4, 6, 7, 10]
Тема 5. Строение и методы оценки свойств металлов и сплавов	Углубление знаний по данной теме	Работа с диаграммой «железо-цементит»	Определение температур ин-тервалов крис-таллизации раз-личных сплавов	[4, 6, 7, 10]
Тема 6. Получение изделий методами порошковой металлургии	Углубление знаний по данной теме	Решение задач	Определение на-сыпной плотнос-ти и плотности утряски, порис-тости, текучести порошков	[12]
Тема 7. Основы термической обработки	Углубление знаний по данной теме	Работа с диаграммой «железо-цементит»	Назначение ре-жимов термо-обработки раз-личных сплавов	[2, 4, 6, 13]
Тема 8. Конструк-ционные и инстру-ментальные стали	Углубление знаний по данной теме	Работа с литературой	Определение марок сталей	[2, 4, 10, 13]
Тема 9. Свойства материалов	Углубление зна-ний о назначении марок сталей и влияния леги-рующих элемен-тов на свойства сталей	Работа с марочниками, решение задачи синтеза сплава с требуемыми свойствами	Выбор марок стали и легирую-щих элементов для получения необходимых свойств	[2, 13]
Тема 10. Цветные металлы и сплавы	Углубление знаний по данной теме	Построение диаграммы и анализ	Анализ процесса старения на при-мере диаграммы Al–Cu	[ 2, 6, 10]
Тема 11. Изуче-ние структур ме-таллов и сплавов	Углубление знаний по данной теме	Работа с литературой	Анализ струк-тур различных сплавов	[4, 6, 7, 10]
Тема 12. Схемы армирования композиционных материалов	Углубление знаний по данной теме	Работа с литературой	Построение схем по форме напол-нителя (нуль-мерных, одно-мерных, двумер-ных) и КМ с одноосным, двуосным и трехосным арми-рованием	[2]
Тема 13. Пластические материалы	Углубление знаний по данной теме	Расчет	Вычисление характеристик скольжения пластмасс	[2, 4, 10]
Тема 14. Резинотехнические изделия	Углубление знаний по данной теме	Работа с литературой	Изучение особенностей строения каучуков (транс- и цис- конфигурации)	[2, 10]
Тема 15. Стекло, как материал для машино- и прибо-ростроения	Углубление знаний по данной теме	Работа с литературой	Анализ схем за-твердевания стекла и крис-талла	[2, 4]

7 Материалы для контроля знаний студентов в период рубежного контроля и итоговой аттестации

 

7.1 Тематика письменных работ по дисциплине

 

Тематика контрольных работ

1. Электронное строение атома и типы связей в кристаллах.

2. Диаграммы состояния сплавов. Диаграмма железо–цементит.

3. Процессы спекания. Неметаллические материалы.

 

Тематика рефератов

1. Энергетические зоны простых и переходных металлов.

2. Зоны Бриллюэна.

3. Магнетизм.

4. Резонансная связь.

5. Дендритная и зональная ликвации.

6. Упругая и пластическая деформация металлов.

5. Правила Юм-Розери.

6. Роль атомных размеров при образовании твердых растворов.

9. Упорядочение в твердых растворах.

10. Интерметаллиды.

11. Сверхпроводящие материалы.

12. Магнитные структуры.

13. Термодинамика в металловедении.

14. Термодинамические свойства растворов.

15. Определение термодинамической активности.

16. Фазовые диаграммы однокомпонентных систем.

17. Фазовые диаграммы двухкомпонентных систем.

18. Фазовые диаграммы трехкомпонентных систем.

19. Диффузия в металлах и сплавах

20. Диффузия растворенного элемента в разбавленных растворах.

21. Диффузия в концентрированных растворах.

22. Затвердевание многофазных сплавов.

23. Процессы быстрого затвердевания.

24. Фракционные плавление.

25. Превращения типа зарождение-рост.

26. Спиноидальный распад.

27. Непрерывное упорядочение.

28. Кристаллографическая теория мартенситных превращений.

29. Энергетика мартенситных превращений.

30. Механические эффекты в термоупругих мартенситных превращениях.

31. Сплавы, быстро закаленные из жидкого состояния.

32. Теория затвердевания при скоростной закалке.

33. Быстро закаленные кристаллические сплавы.

34. Порошковые материалы.

35. Горячее прессование порошковых материалов.

36. Спекание в присутствии жидкой фазы.

37. Дисперсионное твердение ферритной стали.

38. Трансформаторная сталь.

39. Стали для ядерной энергетики.

40. Инварные сплавы.

41. Композиты, армированные частицами.

42. Композиты с волокнами конечной длины.

43. Композиты с ультратонкими волокнами и слоями.

44. Особенности пластмасс как конструкционных материалов.

45. Лакокрасочные и вспомогательные материалы.

 

7.2 Вопросы для самоконтроля:

 

1. Какой круг вопросов изучает физическое материаловедение?

2. Какова связь физического материаловедения с другими отраслями науки и техники?

3. На какие группы делятся методы исследования в физическом материаловедении?

4. Какие методы исследования относятся к экспериментальным?

5. Какие экспериментальные методы относятся к прямым, а какие к косвенным методам исследования микроструктуры и микроструктуры?

6. Как называется пространство вблизи ядра, в которой вероятность нахождения электрона достаточно велика?

7. Как можно описать состояние электрона в атоме?

8. Что такое энергетический уровень?

9. Каким квантовым числом определяется энергетический уровень?

10. Что характеризуется орбитальное квантовое число?

11. Что определяет магнитное квантовое число?

12. Что характеризует спиновое квантовое число?

13. Какие значения могут принимать каждое из квантовых чисел?

14. В чем заключается принцип Паули?

15. В чем заключается правило Хунда?

16. Что такое потенциал ионизации?

17. Как изменяется потенциал ионизации химических элементов таблицы Д. И. Менделеева?

18. Какие металлы называются простыми, какие переходными?

19. Охарактеризуйте лантаноиды и актиноиды.

20. Какие типы кристаллических решеток характерны для металлов?

21. Какие силы связи могут быть в металлах?

22. Охарактеризуйте каждый тип сил связи в металлах (ионную, ковалентную, Ван-дер-Ваальсову, металлическую).

23. Какой процесс называется кристаллизацией?

24. В чем сущность гомогенного образования зародышей?

25. В чем сущность гетерогенного образования зародышей?

26. Что такое степень переохлаждения?

27. Охарактеризуйте механизмы роста кристаллов.

28. Какие факторы влияют на форму кристаллов?

29. Из каких зон состоит стальной слиток?

30. Как распределяются примеси внутри слитка?

31. Охарактеризуйте полиморфное превращение.

32. Какова кристаллографическая связь между новой и старой фазами при фазовых превращениях?

33. Дайте определение упругой и пластической деформациям.

34. Охарактеризуйте различные виды напряжений.

35. Какова сущность деформации сдвига и двойникования.

36. Что называют текстурой деформации и как она влияет на свойства металла?

37. Чем объясняется упрочнение металла в процессе пластической деформации?

38. Что понимают под процессом возврата?

39. Что такое полигонизация?

40. Какие факторы влияют на температурный процесс рекристаллизации?

41. Какие факторы влияют на текстуру рекристаллизации?

42. В каких случаях текстура рекристаллизации желательна, а когда ее надо избегать?

43. Какую деформацию называют холодной, горячей?

44. Дайте определение твердый раствор.

45. Какие типы твердых растворов Вы знаете?

46. Перечислите факторы, определяющие растворимость в твердом состоянии.

47. Какие соединения называются интерметаллическими?

48. Какие соединения называются электронными соединениями?

49. Какие процессы называются термохимическими?

50. Дайте определение энтальпии, энтропии, энергии Гиббса.

51. Какой величиной характеризуется равновесие в реакциях между растворами?

52. В чем заключается правило фаз Гиббса?

53. Что означает понятие «нонвариантность»?

54. Дайте определения эвтектическим, эвтектоидным и перитектическим превращениям.

55. Дайте определение самодиффузии.

56. Что означает электро- и термомиграция?

57. Как происходит затвердевание многофазных сплавов?

58. В чем сущность процесса модифицирования?

59. Какое превращение называется мартенситным?

60. Какие сплавы называют металлическими стеклами?

61. В чем заключается сущность твердофазного спекания?

62. В чем заключается сущность жидкофазного спекания?

63. Охарактеризуйте процесс горячего прессования порошкового материала.

64. Что показывают С-образные диаграммы?

65. В чем сущность дисперсионного твердения ферритной стали?

66. Охарактеризуйте быстрорежущие стали.

67. В чем заключается аномальная хрупкость стали?

68. Какие стали называют легированными?

69. Какова роль легирующих элементов в сталях?

70. В чем заключается термомеханическая обработка стали?

71. Какие материалы называются композитами?

72. Как классифицируют композиционные материалы?

73. От каких факторов зависят свойства композитов?

74. Где применяются композиционные материалы?

75. Какие материалы называются пластмассами, какова их классификация?

76. Перечислите важнейшие термопластические массы, применяемые в машиностроении.

77. Что служит исходным сырьем при получении резинотехнических изделий?

78. Какое оборудование применяют для получения резин?

79. Пленочные материалы и их разновидности.

80. Охарактеризуйте лакокрасочные материалы.

 

7.3 Экзаменационные билеты (тесты)

 

1. Наука о закономерностях фазовых превращений и структурных изменений, происходящих в материалах в зависимости от их химического состава и режимов обработки, называется физическим ………………. .

2. Наиболее распространенными экспериментальными методами изучения структуры металлов является макро- и ……….. скопические исследования.

3. Основой для создания современной модели атома является квантовая ……….. .

4. Пространство вблизи ядра, в котором достаточно велика вероятность нахождения электрона, называется ……….. .

5. Состояние электрона в атоме можно описать при помощи:

A. атомных радиусов.

B. ионных радиусов.

C. квантовых чисел.

D. кристаллических решеток.

E. потенциала ионизации.

6. Энергетическим уровнем называется:

A. диаметр ядра.

B. радиус электрона.

C. масса атома.

D. расстояние от ядра.

E. валентность иона.

7. Главное квантовое число определяет:

A. расположение орбитали в пространстве.

B. магнитный момент электрона.

C. направление движения электрона.

D. форму орбитали.

E. энергетический уровень.

8. Орбитальное квантовое число показывает:

A. расположение орбитали в пространстве.

B. магнитный момент электрона.

C. направление движения электрона.

D. форму орбитали.

E. энергетический уровень.

9. Магнитное квантовое число показывает:

A. расположение орбитали в пространстве.

B. магнитный момент электрона.

C. направление движения электрона.

D. форму орбитали.

E. энергетический уровень.

10. Спиновое квантовое число показывает:

A. расположение орбитали в пространстве.

B. магнитный момент электрона.

C. направление движения электрона вокруг собственной оси.

D. форму орбитали.

E. направление движения электрона вокруг ядра.

11. Чему равно число энергетических уровней атома в основном (невозбужденном) состоянии?

A. порядковому номеру атома в Периодической системе Д.И.Менделеева.

B. номеру периода Периодической системы Д.И. Менделеева.

C. номеру группы Периодической системы Д.И. Менделеева.

D. количеству электронов.

E. количеству ионов.

12. Сколько электронов могут находиться одновременно на одной орбитали?

A. 1.

B. 2.

C. 6.

D. 14.

E. 21.

13. Чему равно число электронов на энергетическом уровне (принцип Паули)?

A.

B.

C.

D.

E.

14. Установить соответствие между значениями, которые могут принимать различные квантовые числа?

A. +1/2 и –1/2.                                                   1. главное.

B. 1, 2, 3 …. ∞.                                                2. орбитальное.

C. –l, 0, +l.                                                         3. магнитное.

D. .                                                                 4. спиновое.

E. 0, 1, 2, 3, …(n-1).

15. Как заполняются электронные уровни в атомах переходных металлов?

A. последовательно.

B. равномерно.

C. не последовательно.

D. долго.

E. быстро.

16. Простыми называются металлы, атомы которых имеют:

A. полностью заполненны или совершенно не заполненны электронами d- и f-оболочки.

B. частично заполнены d- и f-оболочки.

C. частично заполненны s- и p-оболочки.

D. не заполнены d- и f-оболочки.

E. заполненны только s- и p-оболочки.

17. Зависимость свойств кристалла от направления называется ……….. .

18. Чем определяется тип связи, возникающий между частицами в кристалле при их взаимодействии?

A. ионным радиусом.

B. атомным радиусом.

C. кристаллической решеткой.

D. электронным строением атомов.

E. температурой и давлением.

19. Какой тип связи возникает между любыми элементарными частицами?

A. ковалентная.

B. металлическая.

C. Ван-дер-Ваальса.

D. ионная.

E. водородная.

20. Молекулярные кристаллы – это кристаллы, в которых действуют силы ….. .

21. В каких кристаллах нельзя выделить пару элементарных частиц, которые можно было бы считать молекулой?

A. металлических.

B. ионных.

C. молекулярных.

D. ковалентных.

E. резонансных.

22. В каких кристаллах связь направленная?

A. металлических.

B. ионных.

C. молекулярных.

D. ковалентных.

E. резонансных.

23. При каком типе связи валентные электроны нельзя считать потерянными или приобретенными атомами?

A. ионная.

B. ковалентная.

C. металлическая.

D. молекулярная.

E. донорно-акцепторная.

24. Расположите кристаллы в порядке уменьшения сил связи

A. металлические.

B. молекулярные.

C. ковалентные.

D. ионные.

E. гибридные.

25. Совокупность фаз, находящихся в равновесном состоянии, называется:

A. гетерогенностью.

B. гомогенностью.

C. системой.

D. компонентом.

E. флуктуацией.

26. Разность между теоретической и фактической температурой кристал-лизации называют:

A. степенью нагрева.

B. степенью переохлаждения.

C. рекристаллизацией.

D. возвратом.

E. интервалом кристаллизации.

27. Стадии кристаллизации: зарождение центров кристаллизации и ……… кристаллов.

28. Микрообъемы металла внутри жидкости, имеющие правильное распо-ложение атомов являются зародышами или ………. кристаллизации.

29. Число центров и скорость роста кристаллов влияют на величину:

A. флуктуации.

B. ликвации.

C. степени перегрева.

D. зерна.

E. неметаллических включений.

30. Процесс измельчения зерен металла получил название:

A. легирования.

B. микролегирования.

C. модифицирования.

D. ликвации.

E. дефосфорации.

31. При ускоренном охлаждении механизм образования кристаллов носит характер:

A. ликвационный.

B. гетерогенный.

C. гомогенный.

D. однородный.

E. дендритный.

32. Записать зоны стального слитка от периферии к центру:

A. зона транскристаллизации.

B. мелкие равноосные кристаллы.

C. различно ориентированные крупные кристаллы.

33. При затвердевании и охлаждении стального слитка происходит образование:

A. вытяжки.

B. усадочной раковины.

C.прибыли.

D. припуска.

E. напуска.

34. Существование одного металла в различных кристаллических формах при различных температурах называется:

A. полиморфизмом.

B. дислокацией.

C. ликвацией.

D. возвратом.

E. полигонизацией.

35. Изменение размеров и формы тела под действием приложенных сил называется:

A. рекристаллизацией.

B. возвратом.

C. гомогенизацией.

D. деформацией.

E. модифицированием.

36. Деформация, влияние которой устраняется после прекращения действия внешних сил, называется:

A. пластической.

B. остаточной.

C. упругой.

D. нормальной.

E. касательной.

37. Пластическая деформация осуществляется скольжением и

A. смещением.

B. сдвигом.

C. торможением.

D. двойникованием.

E. перемещением.

38. При деформации скольжение происходит не за счет жесткого сдвига, а в результате перемещения в кристалле:

A. вакансий.

B. межузельных атомов.

C. дислоцированных атомов.

D. примесных атомов.

E. дислокаций.

39. После деформации зерна металла вытягиваются образуя структуру:

A. равноосную.

B. слоистую.

C. видманштеттову.

D. рекристаллизации.

E. возврата.

40. Явление, происходящее при холодной деформации и сопровождающееся сопротивлением деформации и уменьшением пластичности, называется:

A. кристаллизацией.

B. рекристаллизацией.

C. возвратом.

D. наклепом.

E. ликвацией.

41. Пластическая деформация придает металлу состояние:

A. устойчивое.

B. неустойчивое.

C. гомогенное.

D. гетерогенное.

E. однородное.

42. Процесс образования новых равноосных зерен взамен деформированных, вытянутых, называется:

A. кристаллизацией.

B. вторичной кристаллизацией.

C. рекристаллизацией.

D. возвратом.

E. отдыхом.

43. При нагреве холодноформированного металла последний:

A. не изменяется.

B. упрочняется незначительно.

C. упрочняется.

D. разупрочняется.

E. разупрочняется незначительно.

44. Горячая пластическая деформация свойства металла:

A. ухудшает незначительно.

B. ухудшает.

C. улучшает.

D. не изменяет.

45. Чем являются твердые растворы?

A. кристаллическими фазами переменного состава.

B. кристаллическими фазами постоянного состава.

C. интерметаллическими соединениями.

D. электронными соединениями.

E. промежуточными соединениями.

46. Укажите обязательное условие образования твердых растворов замещения?

А. химическое взаимодействие.

В. один из элементов должен быть неметаллом.

С. оба элемента должны быть металлами.

D. изоморфизм кристаллических решеток.

Е. образование оксида.

47. Влияет ли размерный фактор (различие в атомных радиусах) на концентрацию твердого раствора замещения?

А. не влияет.

В. влияет.

С. зависит от природы элементов.

D. в разных системах влияет по-разному.

Е. атомные радиусы не должны различаться.

48. Какими элементами могут быть образованы твердые растворы замещения?

А. полиморфными.

В. изоморфными.

С. металлом и неметаллом.

D. любыми металлами.

Е. любыми неметаллами

49. В реальных сплавах чаще наблюдаются твердые растворы с ……. растворимостью.

50. В системах с значительной или неограниченной растворимостью в твердом состоянии образуются ……….. твердые растворы.

51. Отличительным признаком промежуточных соединений является наличие у них …….. кристаллической решетки.

52. Различают следующие группы промежуточных соединений (исключить неправильный ответ):

A. фазы Юм-Розери.

B. R-фазы.

C. -фазы.

D. фазы Лавеса.

E. геометрически плотноупакованные фазы.

Е. только мишметаллами.

53. Основным признаком интерметаллидов является:

А. химический состав, подчиняющийся законам валентности.

В. наличие новой кристаллической решётки, отличной от решёток компонентов.

С. определённая температура плавления.

D. большая теплота образования.

Е. низкая коррозионная стойкость.

54. Какими элементами образуются  — фазы в стали?

А. неметаллом и любым легирующим элементом.

В. неметаллом и любым d – переходным металлом VII группы.

С. переходными металлами.

D. неметаллом и любым d – переходным металлом VIII группы.

Е. щелочными металлами.

55. Какое влияние оказывает  – фаза на свойства стали?

А. повышает пластичность.

В. значительно упрочняет сплав в силу измельчения действительного зерна.

С. вызывает охрупчивание, снижает пластичность и прочность.

D. по-разному, в зависимости от состава  – фазы.

Е. не влияет.

56. Укажите характерные признаки фаз Лавеса:

А. могут образовываться только неметаллами.

В. твердый раствор замещения.

С. имеют кубическую или гексагональную структуру.

D. общая формула А₂В.

Е. твердый раствор внедрения.

57. Как влияет присутствие фаз Лавеса на свойства стали?

А. не влияет.

В. вызывает охрупчивание при комнатных температурах.

С. вызывает охрупчивание при повышенных температурах.

D. повышает прочность.

Е. повышает пластичность.

58. Обмен энергией в термодинамической системе осуществляется в форме ……….… .

A. давления и температуры.

B. излучения.

C. теплоты и работы.

D. изменения концентрации.

E. изменения объема.

59. Величина, равная количеству теплоты, которое нужно сообщить телу, чтобы повысить его температуру на один кельвин называется …… .

60. Теплоемкость зависит от:

A. термодинамического состояния.

B. массы тела.

C. химического состава тела.

D. теплопроводности.

Е. электропроводности.

61. Указать какой из перечисленных параметров является функцией состояния:

A. давление.

B. энтальпия.

C. работа.

D. объем.

E. концентрация.

62. Указать какой из перечисленных параметров является функцией процесса:

A. энтальпия.

B. энтропия.

C. работа.

D. внутренняя энергия.

E. концентрация.

63. Большинство химических и физических превращений сопровождается изменением ……… энергии системы.

64. Аналитическим выражением первого закона термодинамики является следующее уравнение:

A. dQ_V=dU.

B. dQ_P=dU+pdV.

C. dQ_V>dU.

D. dQ_V=0.

E. dQ_V<dU.

65. Для оценки энергетического состояния системы используют термодина-мическую функцию, которая называется …….. .

A. энтальпия.

B. энтропия.

C. работа.

D. внутренняя энергия.

E. концентрация.

66. Энтальпия, описывается соотношением:

A. H=pV.

B. H=U–pV.

C. H=U.

D. H=U+pV.

E. H>pV.

67. Раздел химической термодинамики, изучающий тепловые эффекты реакций, называется ………. .

A. теплотехникой.

B. электрохимией.

C. динамикой.

D. механикой.

E. термохимией.

68. Тепловой эффект химической реакции (энтальпия реакции):

A. не зависит только от природы начальных продуктов.

B. зависит от природы начальных и конечных продуктов.

C. зависит только от природы конечных продуктов.

D. не зависит от природы конечных продуктов.

E. зависит только от природы начальных продуктов.

69. Установить соответствие:

1. эндотермическая реакция;                                               А. +;

2. экзотермическая реакция;                                               Б. –.

70. Согласно закону Гесса тепловой эффект реакции равен:

A. ΔН₂₉₈ реакции = ΣΔН₂₉₈ продуктов + ΣΔН₂₉₈ исходных;

B. ΣΔН₂₉₈ продуктов = ΣΔН₂₉₈ исходных;

C. ΔН₂₉₈ реакции = ΣΔН₂₉₈ продуктов – ΣΔН₂₉₈ исходных.

71.Для количественной оценки степени хаотичности используют следующий термодинамический параметр:

A. энтальпию.

B. энергию Гиббса.

C. энергию Гельмгольца.

D. изобарный потенциал.

E. энтропию.

72. Аналитическим выражением энтропии является:

A.

B.

C.

D.

E.

73. Изменение энергии Гиббса выражается следующим соотношением:

A.

B.

C.

D.

E.

74. С помощью энергии Гиббса определяется …… протекания процесса.

75. Величина …….. равновесия показывает полноту протекания реакции или степень превращения одних веществ в другие.

76. Константа равновесия связана с энергией Гиббса следующим соотношением (выбрать нужное):

A. ;

B. ;

C. .

77. Константа равновесия зависит от температуры и выражается уравнением:

A. ;

B. ;

C. .

78. Элементы, образующие сплав, называют:

A. фазами.

B. твердыми растворами.

C. компонентами.

D. ингредиентами.

E. исходными веществами.

79. Однородная часть сплава, отделенная от других частей поверхностью раздела, называется:

A. гомогенизацией.

B. дислокацией.

C. фазой.

D. структурой.

E. химическим соединением.

80. При образовании сплавов – механических смесей под микроскопом видны:

A. твердые растворы.

B. кристаллиты компонентов.

C. видманштеттовы структуры.

D. рекристаллизационные зерна.

E. зерна нагрева.

81. Диаграмму состояния сплава иногда называют диаграммой фазового:

A. взаимодействия.

B. контакта.

C. равновесия.

D. состояния.

E. отталкивания.

82. Диаграммы состояния строят, как правило, экспериментально с применением метода:

A. дилатометрического.

B. термического.

C. электросопротивлений.

D. внутреннего нагрева.

E. магнитного.

83. Механическая смесь двух видов мелких кристаллов, одновременно кристаллизующихся из жидкости, называется:

A. фазой.

B. структурой.

C. эвтектоидом.

D. эвтектикой.

E. видманштеттовой структурой.

84. Геометрическое место точек, образующих линию начала затвердевания, называют линией:

A. эвтектического превращения.

B. эвтектоидного превращения.

C. солидус.

D. ликвидус.

E. перитектики.

85. Выше линии ликвидус сплавы находятся в состоянии:

A. жидком.

B. жидко-твердом.

C. твердо-жидком.

D. твердом.

E. газообразном.

86. Ниже линии солидус сплавы находятся в состоянии:

A. жидком.

B. жидко-твердом.

C. твердо-жидком.

D. твердом.

E. газообразном.

87. Зависимость между числом степеней свободы, числом компонентов и числом фаз определяется правилом:

A. отрезков.

B. рычага.

C. фаз.

D. структурных составляющих.

E. эвтектики.

88. Правило фаз выражается уравнением:

A. С = К – Ф + 1.

B. К = С + 1 – Ф.

C. Ф = К –С + 1.

D. С= К + Ф + 1.

E. К = В – С + 1.

89. Для определения состава фаз в двухфазной области диаграммы проводят линию до пересечения с линиями ликвидус и ……………..

90. Под числом степеней свободы системы понимают возможность изменения:

A. структуры.

B. механических свойств.

C. температуры и концентрации.

D. точечных дефектов.

E. линейных дефектов.

91. Для определения количественного соотношения фаз пользуются:

A. правилом фаз.

B. формулой Бочвара.

C. формулой Аустена.

D. правилом отрезков.

E. рекристаллизацией.

92. Количество твердой фазы определяется отношением отрезка, примыкающего к составу жидкой фазы, к длине всей:

A. дислокации.

B. линии ликвидус.

C. линии солидус.

D. коноды.

E. эвтектики.

93. Количество жидкой фазы определяется отношением отрезка, примыкающего к составу твердой фазы, к длине всей:

A. дислокации.

B. линии ликвидус.

C. линии солидус.

D. коноды.

E. эвтектики.

94. При образовании в сплаве химических соединений они играют роль:

A. центров кристаллизации.

B. модификаторов.

C.структур.

D. вакансий.

E. самостоятельного компонента.

95. В системе Fе–С существуют фазы: жидкий сплав, феррит, аустенит, цементит, и свободный углерод в виде ………….. .

96. К структурным составляющим относят перлит и:

A. аустенит.

B. феррит.

C. цементит.

D. ледебурит.

E. жидкий сплав.

97. Твердый раствор внедрения углерода в a-железе называется:

A. мартенсит.

B. перлит.

C. аустенит.

D. цементит.

E. феррит.

98. Твердый раствор внедрения углерода в g-железе называется:

A. мартенсит.

B. перлит.

C. аустенит.

D. цементит.

E. феррит.

99. Механическая смесь феррита и цементита называется:

A. аустенитом.

B. ледебуритом.

C. перлитом.

D. эвтектикой.

E. фазой.

100. При распаде аустенита образуется:

A. графит.

B. перлит.

C. цементит.

D. феррит.

E. технически чистое железо.

101. Распад аустенита при 727°С на механическую смесь феррита и цементита называется:

A. перетектическим.

B. эвтектическим.

C. гомогенным.

D. гетерогенным.

E. эвтектоидным.

102. Механическая смесь аустенита и цементита, образующаяся из жидкого расплава (С = 4,3%) при 1147°С называется:

A. мартенситом.

B. цементитом.

C. аустенитом.

D. ледебуритом.

E. ферритом.

103. Ледебурит — это:

A. перетектика.

B. эвтектоид.

C. эвтектика.

D. фаза.

E. сталь.

104. Диаграмма «железо–цементит» является:

A. стабильной.

B. равновесной.

C. метастабильной.

D. гомогенной.

E. гетерогенной.

105. Химическое соединение в железоуглеродистых сплавах, образующееся при содержании С = 6,67%, называется:

A. ферритом.

B. цементитом.

C. аустенитом.

D. перлитом.

E. ледебуритом.

106. В белом чугуне весь углерод находится в виде:

A. аустенита.

B. цементита.

C. феррита.

D. перлита.

E. мартенсита.

107. В сером чугуне графит находится в виде:

A. дислокаций.

B. вакансий.

C. пластинок.

D. хлопьев.

E. шариков.

108. Как влияет графит на металлическую основу чугуна?

A. не влияет.

B. упрочняет незначительно.

C. упрочняет.

D. ослабляет.

E. нет правильного ответа.

109. В результате термической обработки в сплавах происходят изменения:

A. дислокационные.

B. вакансий.

C. межузельных атомов.

D. рекристаллизационные.

E. структурные.

110. При превращении перлита в аустенит структура:

A. не изменяется.

B. меняется незначительно.

C. укрупняется.

D. измельчается.

E. нет правильного ответа.

111. При охлаждении аустенит превращается в продукты распада – перлит, бейнит и:

A. феррит.

B. ледебурит.

C. цементит_I.

D. цементит_II.

E. мартенсит.

112. При медленном охлаждении аустенит превращается в:

A. мартенсит.

B. перлит.

C. феррит.

D. цементит.

E. ледебурит.

113. Мелко дисперсный перлит называется:

A. сорбитом.

B. ферритом.

C. аустенитом.

D. цементитом.

E. ледебуритом.

114. Высоко дисперсная феррито-цементитная смесь называется:

A. ледебуритом.

B. аустенитом.

C. трооститом.

D. мартенситом.

E. эвтектикой.

115. Пересыщенный твердый раствор внедрения углерода в a-железе называется:

A. ферритом.

B. аустенитом.

C. перлитом.

D. ледебуритом.

E. мартенситом.

116. Структура закаленной эвтектоидной стали состоит из остаточного аустенита и ……..

A. ледебурита.

B. перлита.

C. троостита.

D. мартенсита.

E. сорбита.

117. Структура закаленной стали является:

A. стабильной.

B. равновесной.

C. гомогенной.

D. неустойчивой.

E. гомофазной.

118. Нагрев закаленной стали до температур ниже 727°С называется:

A. отжигом.

B. нормализацией.

C. отпуском.

D. отдыхом.

E. возвратом.

119. Термообработка, заключающаяся в нагреве, выдержке и последующем медленном охлаждении вместе с печью, называется:

A. отпуском.

B. отдыхом.

C. отжигом.

D. нормализацией.

E. закалкой.

120. В результате отжига, аустенит превращается в :

A ледебурит.

B. феррит.

C перлит.

D. цементит.

E. мартенсит.

121. Температура нагрева стали под закалку зависит от содержания в стали:

A.железа.

B. углерода.

C. серы.

D. фосфора.

E. марганца.

122. В результате закалки аустенит превращается в:

A. феррит.

B. мартенсит.

C. перлит.

D. ледебурит.

E. цементит.

123. Цель отпуска – снижение твердости и повышение:

A. прочности.

B. пластичности.

C. коррозионных свойств.

D. магнитных свойств.

E. красностойкости.

124. Закалка с высоким отпуском называется:

A. нормализацией.

B. отжигом.

C. отдыхом.

D. улучшением.

E. модифицированием.

125. Чем больше углерода в стали, тем лучше:

A. пластичность.

B. ударная вязкость.

C. коррозийная стойкость.

D. жаропрочность.

E. закаливаемость.

126. Структура поверхностнозакаленного слоя состоит из мартенсита и переходной зоны – из мартенсита и:

A. аустенита.

B. феррита.

C. ледебурита.

D. беинита.

E. цементита.

127. Элементы, специально вводимые в сталь для изменения ее строения и свойств, называются:

A. интерметаллическими.

D. карбидными.

C. легирующими.

D модифицирующими.

E. специальными.

128. Стали, в которые специально вводятся элементы для изменения строения и свойств, называются:

A. интерметаллическими.

D. карбидными.

C. легированными.

D модифицированными.

E. специальными.

129. Основными легирующими элементами являются:

A. Cr, Ni, Mn, Si.

B. P, S, 0, N.

C. Ti, Co, P, S.

D. Al, V, 0, N.

E. Cu, W, S, P.

130. Какой этап не входит в процесс спекания:

A. нагрев до 0,5 температуры спекания.

B. нагрев до температуры 150-200° С (удаление влаги).

C. окончательный нагрев до температуры спекания.

D. предварительный подогрев порошкового материала.

E. cнятие упругих напряжений.

131. В процессе спекания, вследствие температурной подвижности атомов порошков, протекает процесс ……… .

A. диффузии.

B. окисления новых оксидов.

C. кристаллизации.

D. электрохимического восстановления.

E. модифицирования.

132. Достижение необходимого уровня свойств порошкового тела в процессе его нагрева называется:

A. прессуемостью.

B. тепловым расширением.

C. насыпной плотностью.

D. текучестью.

E. спеканием.

133. Как принято называть объективные причины изменений, происходящих в порошковом теле в процессе спекания:

A. механизмом спекания.

B. свойствами материала.

C. стадиями спекания.

D. движущими силами.

E. характеристикой.

134. Процесс твердофазного спекания протекает:

A. с образованием расплава в процессе нагрева.

B. без образования расплава в процессе нагрева.

C. с образованием структурных составляющих.

D. с образованием легкоплавких компонентов смеси порошка.

E. с образованием тугоплавких компонентов смеси порошка.

135. Процесс твердофазного спекания сопровождается:

A. усадкой.

B. утряской.

C. увеличением пористости.

D. образованием эвтектики.

E. газонасыщением.

136. Увеличение размера зерен за счет растворения в них более мелких называется …………….

A. адгезией.

B. сфероидизацией.

C. собирательной рекристаллизацией.

D. диффузией.

E. межчастичным связыванием.

137. Температура спекания прессованных изделий обычно составляет ………. температуры плавления порошка однокомпонентной системы:

A. 0,2.

B. 0,4.

C. 0,5.

D. 0,6-0,9.

E. 0,9-1,0.

138. Уравнению усадки соответствует формула:

A. .

B. .

C. .

D. .

E. .

139. В уравнении усадки отношение показывает:

A. относительный размер частиц.

B. относительное расстояние между частицами.

C. относительную длину пор порошка.

D. относительную длину зерен порошка.

E. относительную усадку образцов.

140. Важное значение при жидкофазном спекании кроме поверхностного натяжения имеет:……..

A. степень превращения компонентов порошка.

B. степень упрочнения фаз.

C. степень смачивания жидкостью поверхности твердой фазы.

D. степень растворения жидкой фазы в твердом компоненте.

E. наличие жидкой фазы до конца процесса спекания.

141. Рекристаллизация в пористых порошковых телах начинается при температуре:

A. .

B. .

C. .

D. .

E. .

142. Совмещенный процесс прессования и спекания формуемого материала называется горячим прессованием и его проводят при:

A. .

B. .

C. .

D. .

E. .

143. Композиционными материалами называют материалы, в состав которых входят……….

A. сильно отличающиеся по свойствам компоненты.

B. одинаковые по свойствам компоненты.

C. элементы с одинаковыми кристаллическими решетками.

D. химически растворимые друг в друге элементы.

E. металлические и неметаллические включения.

144. Свойства КМ в основном зависят от…..…(исключить неправильный ответ)

A. химического состава.

B. прочности связи между компонентами.

C. физико-механических свойств.

D. межмолекулярного взаимодействия между ними.

E. физико-химических свойств.

145. Композиционные материалы, упрочненные одномерными или одномерно и двумерными наполнителями называют:

A. дисперсно-упрочненными.

B. волокнистыми.

C. слоистыми.

D. керамическими.

E. гибридными.

146. Слоистыми, называют композиционные материалы, упрочненные:

A. нульмерными наполнителями.

B. двумерными наполнителями.

C. одномерными наполнителями.

D. трехмерными наполнителями.

E. многомерными наполнителями.

147. С увеличением содержания Al₂O₃ повышается….САП:

A. твердость, прочность.

B. жаростойкость, жаропрочность.

C. пластичность.

D. временное сопротивление.

E. плотность, вязкость.

148. В волокнистых композиционных материалах упрочнителем является (исключить неправильный ответ):

A. волокна и нитевидные кристаллы тугоплавких соединений.

B. волокна и нитевидные кристаллы чистых элементов.

C. нитевидные кристаллы сплавов.

D. волокнистые кристаллы неметаллических элементов.

E. проволока из металлов и сплавов.

149. Свойства волокнистых композиционных материалов зависят от:

A. физических свойств волокна.

B. длины волокна и напряжения, возникающего в нем.

C. схемы армирования.

D. дисперсного твердения матрицы.

E. механических свойств матрицы.

150. Исходным материалом для получения САП служит:

A. алюминиевый порошок.

B. пульверизат.

C. спеченая пудра.

D. пудра.

E. пластификатор.

 

 

 

Ключи правильных ответов

Номер вопроса	Правильный ответ (A, B, C, D, E)
1	материаловедением
2	микро
3	механика
4	орбиталью
5	С
6	D
7	E
8	D
9	A
10	C
11	B
12	B
13	B
14	A-4, B-1, C-3, E-2
15	C
16	A
17	анизотропией
18	D
19	C
20	Ван-дер-Ваальса
21	B
22	D
23	C
24	C, D, A, B
25	C
26	B
27	рост
28	центрами
29	D
30	C
31	E
32	B, A, C
33	B
34	A
35	D
36	C
37	D
38	E
39	B
40	D
41	B
42	C
43	D
44	C
45	A
46	D
47	B
48	C
49	ограниченной
50	упорядоченные
51	собственной
52	B
53	B
54	C
55	C
56	D
57	B
58	C
59	теплоемкостью
60	B
61	B
62	E
63	внутренней
64	B
65	A
66	D
67	E
68	B
69	1-A, 2-B
70	C
71	E
72	A
73	C
74	направление
75	константа
76	B
77	C
78	C
79	C
80	B
81	C
82	B
83	D
84	D
85	A
86	D
87	C
88	A
89	солидус
90	C
91	D
92	D
93	D
94	A
95	графита
96	D
97	E
98	C
99	C
100	B
101	E
102	D
103	C
104	C
105	B
106	B
107	C
108	D
109	E
110	D
111	E
112	B
113	A
114	C
115	E
116	D
117	D
118	C
119	C
120	C
121	B
122	B
123	B
124	D
125	E
126	B
127	C
128	C
129	A
130	D
131	A
132	E
133	D
134	B
135	A
136	C
137	D
138	B
139	E
140	C
141	A
142	D
143	A
144	C
145	B
146	B
147	A
148	C
149	C
150	A