Б1. 1 Все ме,св-ва кот.определ-ся ме составом,нах-ся в завис-ти от своего электрон.строения,т.е. электрон.строение определ.все св-ва ме-их материалов. Для ме наиболее важным можно счит.наличие в них элект-ов проводимости. Т.е е^---ны, нах-ся на внешней орбитали не принадлежат к конкретному атому. е^---ны на внешних подур-ях слабо связаны с ядром ат.и нах-ся в относ-но свободн.сост. Ме состав возник.в комплексе, когда при сближении внешн.эл-ны теряют связь с отд.атомом и станов-ся общими,т.е коллективизируются и своб-но перемещ. м\у «+» заряж.и закономерно располож-ыми ионами. Устойчивость ме представл.собой такую ионно-электронную сист,определяющуюся электрич.вз\де м\у «+» заряж.ионами и общим е^--. По заполнению внешн.орбитали все ме дел-ся на 2большие гр. Простые ме-у кот. е^— на d-подур.отсутств.полн. (Li,Na,Ca,Al и др.) либо у кот. d-подур.заполнен полн-ью (Cu,Zn,Cd,Ag и др.). Состав большей полов.2гр.-переходные ме- для них заполнение d-подур.начин-ся при частичном заполнении s-подур. (Fe,Ni,Co,Mg,Cr). Ме перех.гр. имеют переем.вал-ть,различные магн.св-ва (пара- и ферромагнетики),облад.высокой тепмперат-ой сублимацией (перех.из ж в г) и как следств.высок.темпер.плавлен. Для ме хар-на металлическая связь, кот.хар-ся тем,что при определ.сближен.атомов, валентн.эл теряют принадлежность к конкретн.атому и коллективиз-ся,т.е станов-ся общими. Это происх.при определ.расстоян. а₀ м\у атомами и связь в эт.случ.опред-ся электростатическим вз\де м\у «+» заряж.ионами и «-» электр.газом. Электростатич. Вз\де хар-ся силами отт.и притяж.и не имеет выраженного направленногохар-ра. Рис. Эл-ро статич.сист.нах-ся в сост.устойчивого равновесия,при наим.расст.м\у атомами не более а₀. в стабильном сост.ат.располаг-ся закономерно на определ.раст. др от др,образуя в простр-ве правильную кристаллич.реш-ку.все ме – это вещ-ва кристалл-ие в отличие от аморфных, имеют строго определ.закономерн. располож-ия атомов в простр-ве.

Под атомно-крист.строен.ме материалов поним.взаимное располож.атомов,реально сущ-их в данном ме матер-ле. В рез-те кристалл ме материала сост.из атомов (ионов), расположенных в опред.пор-ке,кот.периодич-ки закономерно повтор-ся во всех 3х измерениях. Для описания ат-крист-ой структуры польз-ся понятием пространств-ой или кристалл-ой реш-ки, кот.предст.собой пространств-ую 3х координ-ую сетку, в узлах которой расп-ся атомы, образ-ие ме. Это абстрактное модель,позволяющ.представ.строение материала. Наименьший V ме, кот.хар-т его строение и св-ва наз-ся элем-ой ячейкой. Куб в системе корд.с атомами – элем.яч.кубич-ого строен. Любая эл.яч. хар-ся парам-ми: ребра эл.яч. по x-а, по y-в, z-с; св=α, ас=β,ва=γ. 1).симметрия-все ме матер.могут быть подраздел.на 7осн.гр.-сингонии (разл.соотн.раз-ов ребер или периодов реш-ки, а так же величиной угла по всем 3м осям): триклинная, ромбоэдрич-ая, моноклинная, гексагональная, кубическая, ромбическая,тетрагон-ая. Т.к. атомы в кристалл.реш.могут распол-ся не только в вершинах граней,но и в плоск-ях и объеме самой эл.яч.,поэт.7сингоний образ.14 типов простран-ых реш.-реш.Браве: простая кубическая; тетрагональная простая а=в≠с; объемно-центрированная куб-ая ОЦК-атом внутри реш-ки; тетрагональная объемн.-куб-ая атом внутри простой тетрагон.; гранецентрирован-ая кубич-ая реш-ка – ГЦК в гранях; простая гексагональная – 6ти угольник а=в≠с,α=β=90,γ=120; гексагональная плотноупакованная ГПУ(на рис), рис. 2)период кристаллич.реш.- наим.расст.м\у 2мя соседн.атомами-а₀. Для ме период =0,25…0,55нм. 3)координационное число- К-кол-во атомов, нах-ся на наиболее близком и одинаковом расстоянии от любого произвольно выбранного атома. К характеризует плотность крист.реш.Чем выше К, тем больше плотн.упак-ки атома. Прост.куб.реш. К=8, ОЦК=8, ГЦК=12,ГПУ=12, прост. гексаг.=6. 4)атомный радиус-половинка наим.расстоян.м\у 2мя произвольно выбран.атоммами-R_а. Чем меньше К,тем больше R_а. 5)базис реш.-характер-ое кол-во атомов приходящихся на 1 эл.яч. для ГЦК базис 4, ОЦК=2, ГПУ=4. 6)коэффиц.компактности – ŋ(нета)-характ-ет плотность упак-ки или коэфф. заполнен.Vэл.яч.атомами. Величина определ-ся соотнош.объемов, заполняемых атомами с условно сферич-ой формой к общему Vэл.яч. ŋ= V_а\ V_эл.яч.. Для ОЦК= 0,68, ГЦК=0,74,ГПУ=0,74.

4. Выше точки 1 находится жидкий раствор L в точке 2 создаются условия для начала кристаллизации, линия АВСД – ликвидус. Кристаллизация сплава начинается с выделения Феррита δ из жидкого раствора. В точке Н (3) протекает перитектическая реакция, кристаллы феррита взаимодействуют с жидкой фазой и образуются кристаллы аустенита. В интервале температур 3-4 происходит перекристаллизация феррита в аустенит. При дальнейшем охлаждении остаток феррита перекристаллизуется в аустенит, с тем содержанием углерода, который имеет сплав. 20хг2ц- легированная конструкционная сталь,качественная , с содержанием углерода – 0,2%, хрома – порядка 1%, марганца – 2%, цинк – порядка 1%. Р18 - инструментальная легированная быстрорежущая сталь, с содержанием углерода порядка 1%, вольфрама18%, хрома около 4%, ванадия не более 2%.

Б2.1 Индексы Миллера позволяют определить любые направления и плоскость в кристалле. Если поместить кристаллич.реш.в начало коорд.так,что узел крист.реш.лежит в нач. коорд., то координаты этого узла можно выразить целыми числами u,v,w в единицах отрезков a,b,c и заключают в квадр.скобки.- индексы направления. Положение плоскости в простр-ве опр-ся отрезками, отсекаемыми плоскостью по координатным осям. Эти отрезки выражают целыми числами m,n,p в един.отр. a,b,c и заключают в круглые скобки. Принято за инд.пл-ей брать обратные отрезки: h=1\m, k=1\n, l=1\p. Анизотропия кристаллов. Представляет собой векторную величину определяющая св-ва крист. В зависимости от пространственного расположения атомов и их конфигурации. Св-ва крист.определ.вз\де ат. В кристалле расстоян.м\у атомами в различн.кристаллограф.напр.различны, а поэтому разл.и св-ва. Анизотроп.св-в наиб.сильно проявл.в крист.,облад.малой симметрией (моноклинная, ромбич-ая, 3клинн.) и практич.не заметна в кубических структурах. Если анизотроп. св-в отсутств. (св-ва матер. постоянны),т.е в этих крист.св-ва во всех направлен. одинаковы. анизотропия проявл.так же при изменен.параметра структ.ме матер. Гл.обр-ом при образов.направлен.ориентации кристалла отн-но 1го направл.наприм.за счет пластич. деформации. Подобная направленно-ориентированная структ.для кот.св-ва в определ.направл.имеют максим.знач.наз-ся текстурой. Если кристалл имеет одинаковое по размеру и небольшое по величине кристаллиты, то такой материал изотропен в противном случ.мат.наз-ся текстурированным.

2 углерод,конц.кот.в в сплавах на основе железа оказывает определяющее влияние на их св-ва. По мере повышения концентр. С, возрастают прочность и твердость, но сниж.пластичн.и вязкость. С изм.технологич.св-ва ст. при увеличении его содержания сниж-ся спос.ст деформироваться в горячем и особенно в холодном сост.,затрудн.свариваемость. увеличив.верхн.порог хладноломкости, тем самым расширяя темпер-ый интервал перехода ст в хрупкое сост. Постоянные примеси в ст: Mn,Si,S,P,O₂,N₂,H₂. Марганец-полезная примесь, ввод-ся в ст для раскисления и ост-ся в ней в кол-ве 0,3-0,8%. Марг.уменьш.вредн.влиян. серы и кислорода. Кремний-пол.прим., ввод.в ст в кач-ве активного раскислит.и ост-ся в ней в кол-ве до 0,4%,оказыв.упрочн.действ. Сера-вредная примесь,вызыв.хрупкость ст. В ст она нах-ся в виде сульфидов. Хрупк.связ.с налич.сульфидов FeS,кот.им.низк.темп.плавл(988) и располаг-ся на границах зерен. При горячей деф-ии границы зерен оплавл-ся и ст хрупко разр. Как и др неме включ. Служат концентрат-ом напряж.,сниж.пластичн.и вязк.ст. полож.влиян.-улучшен.обраб-ти резанием. Фосфор-вр.прим.,рас-ся в феррите и упрочн.его,но вызыв.хладноломк-ть – снижение вязкости по мере понижения температуры. Основн.путь его сниж.-повыш.кач-ва шихты. Кислород,азот и водород-вред.скрытые прим.,наиб.сильно проявл.в сниж.пластичн.и повыш.склонности ст к хрупкому разр. Повыш.сод-ие азота вызыв.деформац-ое старение. Случайные примеси,кот.смогли попасть в ст из вторсырья (скрапа) в больш.случ.оказыв.отриц.влиян.на вязкость и пластичн. Углеродистые стали. Сталь-это смесь железа с углеродом, в кот.углерода не более 2,14%. На долю углеродистых сталей приходится 80 % от общего объема. Это объясняется тем, что углеродистые стали дешевы и сочетают удовлетворительные механические свойства с хорошей обрабатываемостью резанием и давлением. При одинаковом содержании углерода по обрабатываемости резанием и давлением они значительно превосходят легированные стали. Однако углеродистые стали менее технологичны при термической обработке. Из-за высокой критической скорости закалки углеродистые стали охлаждают в воде, что вызывает значительные деформации и коробление деталей.Главный недостаток углеродистых сталей — небольшая прокаливаемость (до 12 мм), что существенно ограничивает размер деталей, упрочняемых термической обработкой. Крупные детали изготовляют из сталей без термического упрочнения—в горячекатаном или нормализованном состояниях, что требует увеличения металлоемкости конструкций.По статической прочности углеродистые стали относятся преимущественно к сталям нормальной прочности. Разновидности чугунов.Чугунами называются железоуглеродистые сплавы, содержащие более 2,14%С и затвердевающие с образованием эвтектики. Благодаря сочетанию высоких литейных свойств, достаточной прочности, износостойкости, а также относительной дешевизне чугуны получили широкое распространение в машиностроении. Их используют для производства качественных отливок сложной формы при отсутствии жестких требований к габаритам и массе деталей..В зависимости от того, в какой форме присутствует углерод в сплавах, различают белые, серые, высокопрочные чугуны, ковкие чугуны. Высокопрочные чугуны и чугуны с вермикулярным графитом являются разновидностью серых, но из-за повышенных механических свойств их выделяют в особые группы..Белыми называются чугуны, в которых весь углерод находится в связанном состоянии в виде цементита. Согласно диаграмме состояния Fe -ГезС белые чугуны подразделяют на доэвтектические, эвтектические и заэвтектические. Из-за большого количества цементита они твердые (450 - 550 НВ), хрупкие и для изготовления деталей машин не используются.В промышленности широко применяют серые, высокопрочные и ковкие чугуны, в которых весь углерод или часть его находится в виде графита. Графит обеспечивает пониженную твердость, хорошую обрабатываемость резанием.Вместе с тем включения графита снижают прочность и пластичность.Серые, высокопрочные и ковкие чугуны различаются условиями образования графитных включений и их формой, что отражается на механических свойствах отливок.

4. Выше точки 1 находится жидкий раствор L.В точке 2 создаются условия для начала кристаллизации, линия АВСД – ликвидус. Кристаллизация сплава начинается с выделения Феррита δ из жидкого раствора. В точке Н (3) протекает перитектическая реакция, кристаллы феррита взаимодействуют с жидкой фазой и образуются кристаллы аустенита. И при температуре точки 4(на лин.HJB) сплав имеет избыток жидкой фазы. В результате перитектический процесс заканчивается образованием А при сохранении некоторого количества жидкой фазы Ф_Н+Ж_В=А_J+Ж_{В остаточн.} При дальнейшем охлаждении в интервале температур точек 4-5 оставшаяся жидкая фаза затвердевает и образуется А_γ. В точке 5 происходит перекристаллизация А в Ф и до точки 6 сохраняется такая фаза. В точке 6 А,обедненный углеродом, превращается в перлит. Таким образом, ниже точки 6 сплав состоит из Ф и П. ШХ15-шарикоподшипниковая конструкционная сталь, легированная хромом, углерода порядка 1%, хрома 1,5%. 55С2Х-легированная конструкционная сталь, качественная, с сод.углерода 0,55%, 2%кремния и хрома порядка 1%.

Б3 1 Деформацией называется изменение размеров и формы тела под дей­ствием внешних усилий. Когда деф.в кристалле нет-монокристаллический(-сост.из 1го крист.),материал имеет прочность ~1600 кг\мм². это теорит.знач.получен.расчетным путем для не сущ.в прир. матер. не им. деф. С увелич.кол-ва деф,прочность матер-ла падает до некоторого минимума,а затем с накоплен.кол-ва деф.начин.расти и достиг.реального предела прочн.для конкр.матер. На рис.:I-зона, свободная от деф-ов,где значен.σ максим-но; II-зона накопления деф.σ миним;III-зона максим-ого кол-ва деф-ов,допустимый для конкретн.матер ур-нь пред.прочн-ти максиммален,которого может достичь данный материал. Таким обр.прочностные св-ва металлич.материала определяется типом и кол-ом деф-ов реально существующих в этих материалах. все деф-ии подразд.на гр., кот.различ.по размерам и геометрии. Линейные деф-ты,поверхностные деф-ты,объемные деф-ты и точечные дефекты – нульмерные деф.имеют минимальн. размеры во всех 3х направлениях. Эти деф.могут быть как собственные (вакансии и межузельные атомы) и примесные (внедренные или замещательные). А)вакансии (дефф.по Шоттке) представляют собой реш-ку в кот.отсутств.атом в месте своего закономерного расположен. Рис.1: «съеживается» в этом месте. Образ-ся чаще всего в рез-те выхода атома на поверх-ть или полного его испарения. Наличие вакансии играет важнейшую роль в проц.дифф. б)межузельный дефф. (1атом попал в узел) деф.по Френкелю. Реш-ка «раздув-ся». А) и Б) явл.собственными точечными деф. В) замещенный атом: на рис. Атом W больше, следов.идет «раздувание» и наоборот. Точ.деф.искажают кристаллич.реш-ку, создавая в ней направленное расположение атомов, что резко повышает ур-нь напряженного состоян. Очень часто в ме реализ-ся совместное образование двух деф.,когда 1атом выходит из своего местоположения и перемещается в междоузлие. В рез-те образ-ся двойной точ.деф.вакансия и межузельный атом. Такое состояние реализ-ся в проц.закалки. основным точ.дефектом в ме явл.тепловые вакансии. Под диффузией понимают перемещение атомов в кристаллическом теле на расстояние, превышающее среднее межатомное для данного вещ-ва. Если процесс перемещения атома не связан с изменением концентрации в отдельных микрообъемах вещ-ва, то такой процесс называется самодиффузией. Если происходит изменение концентрации в отдельном микрообъеме при перемещении атома, то такой процесс назыв.гетеродиффузией. для описания проц.диффузии существует несколько механизмов: 1) циклический-предполагает совместное перемещение группы атомов путем замены вращением. На рис.стрелки кругом. 2) обменный механизм-два атома меняют свое положение. На рис.стрелки м\у двумя атомами. 3) вакансионный-диффундирующие атомы перемещаются по вакансиям. 4) межузельный-перемещение атомов осуществляется по междоузлиям (3ий рис). Наиболее энергетически выгодным механизмом диффузии – по вакансиям. Он осуществим для атомов с различным атомным радиусом. Межузельная диффузия реализуется только для диффундирующих атомов с малым атомн.радиусом (С, В, N). Скорость диффузии определяется количеством вещества m диффундирующего ч\з единицу площади поверхности раздела за единицу времени m=-Д dc/dx, m- кол-во вещ-ва, Д-коэффиц.диффузии, с-концентрация, x- расстояние в выбранном направлении. В связи с тем, что перемещение атомов всегда происходит от большей концентрации к меньшей стоит знак «-». Значение dc/dx –градиент концентрации данного элемента в вещ-ве. Вне зависимости от механизма диффузии наиболее легко диффундирующие атомы перемещаются по границам раздела (границам зерен), где наибольшая дефектность кристалла реш-ки и где макимально скапливаются вакансии. Диффузия – это термически активируемый процесс,т.е скорость диффузии всегда возрастает с ростом температуры по экспоненциальному закону. Кроме того коэффициент диффузии увеличивается под действием пластической деформации, в процессе которой увеличивается дефектность кристаллической реш-ки.

2 Назначение легирования. Легирующие элементы вводят с целью повышения конструкционной прочности сталей, что достигается при их использовании в термически упрочненном состоянии — после закалки и отпуска. В отожженном со­стоянии легированные стали по механическим свойствам практически не отличаются от углеродистых. В связи с этим обеспечение необходимой прокаливаемости — первостепенное назначение легирования. Прокаливаемость стали определяется ее химическим составом. Все легирующие элементы, кроме кобальта, повышают устойчивость переохлажденного аустенита, снижают критическую скорость закалки и увеличивают прокаливаемость. Для легирования обычно используют Mo, Mn, Cr, Si, Ni, V и микродобавки (0,002-0,005%) В. Эффективно повышает прокаливаемость введение нескольких элементов: хрома и молибдена; хрома и ни­келя; хрома, никеля и молибдена и т.д. При комплексном легировании высокие механические свойства можно получить практически в сечении любого размера, поэтому комплексно-легированные стали применяют для крупных деталей сложной формы. Возможность менее резкого охлажде­ния при закалке таких деталей уменьшает в них напряжения и опасность образования трещин. В конструкционных сталях основ­ными легирующими элементами явля­ются хром, никель, кремний и марганец. Никель увеличивает пластичность, и вязкость стали, снижает температуру порога хладноломкости и уменьшает чувствительность стали к концентрато­рам напряжений; перечисленные факторы способствуют повышению сопротивления стали хрупкому разрушению. В качестве примера можно отметить, что введение в сталь 1% никеля приво­дит к снижению порога хладноломкости на 60—80°С, а легирование стали 3—4% никеля обеспечивает ей глубокую прокаливаемость.Хром повышает жаростойкость и коррозионную стойкость стали, увеличивает ее электрическое сопротивление. Легирование стали хромом приводит к уменьше­нию склонности аустенитного зерна к росту при нагреве, существенному увеличению ее прокаливаемости, а также к замедлению процесса распада мартенсита.Кремний широко используется при выплавке стали как раскислитель. Легирование кремнием углеродистых и хромистых сталей увеличивает их жаростойкость. Уменьшая подвижность углеро­да в феррите, кремний тем самым затрудняет формирование и рост цементитных частиц, что проявляется в повышении устойчивости структуры стали при отпуске. Содержание кремния в стали ограничивают, поскольку он по­вышает склонность стали к тепловой хрупкости.Марганец, подобно никелю, снижает критическую скорость охлаж­дения, но в отличие от последнего уменьшает и вязкость феррита. Мар­ганец используется для частичной замены никеля с целью получения нужного сочетания механических свойств стали, а также с учетом мень­шей стоимости марганца. Вольфрам, молибден, ванадий, титан, бор и другие вводят в сталь со­вместно с хромом, никелем и марганцем для дополнительного улучшения ее свойств.Молибден и вольфрам повышают прокаливаемость стали (особенно в присутствии никеля), способствуют измельчению зерна и подавлению отпускной хрупкости. Легирование стали молибденом приводит к значи­тельному улучшению ее механических свойств после цементации и нитроцементации. Анализируя влияние легирующих элементов на структуру, прокаливае-мость и свойства стали, следует учитывать, что их содержание должно быть оптимальным для обеспечения предъявляемых к конкретной стали требова­ний по свойствам. Классификация легированных сталей.В основу классификации легированных сталей заложены четыре признака: равновесная структура (после отжига), структура после охлаждения на воздухе (после нормализации), состав и назначение сталей. По типу равновесной структуры стали подразделяются на доэвтектоидные, эвтектоидные, заэвтектоидные и ледебуритные. Эвтектоидные стали имеют перлитную структуру, а доэвтектоидные и заэвтектоидные наряду с перлитом содержат соответственно избыточный феррит или вторичные кар­биды типа М₃С. В структуре литых ледебуритных (карбидных) сталей при­сутствует эвтектика (ледебурит), образованная первичными карбидами вкупе с аустенитом; поэтому по структуре они могут быть отнесены к белым чугунам, но их причисляют к сталям с учетом меньшего, чем у чугунов, содержа­ния углерода (< 2%) и возможности подвергать пластической деформации. Влияние легирующих элементов на положение точек S и Е диаграммы Fe—С проявляется чаще всего в их смещении в направлении меньше­го содержания углерода. В сталях с высоким содержанием элементов, су­жающих γ-область, при определенной концентрации исчезает γ↔α превращение. Такие стали относят к ферритному классу. При высокой концентрации в стали элементов, расширяющих γ-область, проис­ходит стабилизация аустенита с сохранением его при охлаждении до ком­натной температуры. Эти стали причисляют к аустенитному классу. Таким образом, с учетом фазового равновесия легированные стали относят к пер­литному, карбидному, ферритному или аустенитному классам. Классификация по структуре после нормализации предполагает раз­деление сталей на три основных класса: перлитный, мартенситный и аустенитный. Такое подразделение обусловлено тем, что с уве­личением содержания легирующих элементов в стали возрастает устойчи­вость аустенита в перлитной области (это проявляется в смещении вправо С-образных кривых); одновременно снижается температурная область мартенситного превращения. Все это приводит к изменению получаемых при нормализации структур от перлита (сорбита, тростита и бейнита) в относи­тельно малолегированных сталях до мартенсита (в легированных) и аусте­нита (в высоколегированных).

4. Выше точки 1 находится жидкий раствор L.В точке 2 создаются условия для начала кристаллизации, линия АВСД – ликвидус. Кристаллизация сплава начинается с выделения Феррита δ из жидкого раствора. В точке (3) протекает перитектическая реакция, кристаллы феррита взаимодействуют с жидкой фазой и образуются кристаллы аустенита. И при температуре точки 4(на лин.HJB) сплав имеет избыток жидкой фазы. В результате перитектический процесс заканчивается образованием А при сохранении некоторого количества жидкой фазы Ф_Н+Ж_В=А_J+Ж_{В остаточн.} При дальнейшем охлаждении в интервале температур точек 4-5 оставшаяся жидкая фаза затвердевает и образуется А_γ. В точке 5 происходит перекристаллизация А в Ф и до точки 6 сохраняется такая фаза. В точке 6 А,обедненный углеродом, превращается в перлит. Таким образом, ниже точки 6 сплав состоит из Ф и П. 40Х9С2М-конструкционная легированная качественная сталь,с сод.углер.0,4%, хрома-9%, кремния-2%, молибдена порядка 1%. ХВГ-легированная качественная инструментальная сталь, с содержанием хрома, вольфрама и марганца порядка 1%, углерода порядка 1%.

Б4 1. когда деф.в кристалле нет-монокристаллический(-сост.из 1го крист.),материал имеет прочность ~1600 кг\мм². это теорит.знач.получен.расчетным путем для не сущ.в прир. матер. не им. деф. С увелич.кол-ва деф,прочность матер-ла падает до некоторого минимума,а затем с накоплен.кол-ва деф.начин.расти и достиг.реального предела прочн.для конкр.матер. На рис.:I-зона, свободная от деф-ов,где значен.σ максим-но; II-зона накопления деф.σ миним;III-зона максим-ого кол-ва деф-ов,допустимый для конкретн.матер ур-нь пред.прочн-ти максиммален,которого может достичь данный материал. Таким обр.прочностные св-ва металлич.материала определяется типом и кол-ом деф-ов реально существующих в этих материалах. Все деф-ии подразд.на 4больш.гр., кот.различ.по размерам и геометрии. точечные дефекты,поверхностные деф-ты,объемные деф-ты и Линейные деф-ты-одномерные или дислокации. Выделяют 2вида дислокаций. А)краевая дислокация – локализованное искажение кристалл-ой реш-ки вызванное наличием в ней «лишней» плоскости (экстраплоскость). Лишний атом легко может перемещаться внутри кристалла под действ.небольшой внешней силы. τ –сила Пайрлса (все атомы смещаются см.на рис.стрелки и образуется ступенька). вектор \бюргерса – всегда параллелен приложенному напряжению ( )и краевой дислокации, значок краев.дисл. ( ). Атом образует ядро дислокации. Выход лишней экстраплоскости на поверхность легко фиксируется металлографически (индицируется) с пом.оптического микроскопа. При наблюдении мы увидим см.на рис.стрелка и следующий круг с полосами скольжения. Пластичность ме характеризуется металлическим состоянием,определяющимся наличием в кристалле дислокаций и возможностью их перемещения. Краевая дислокация всегда перемещ-ся только в одной плоскости скольжения, что определяет ее консервативный характер. Б)большее число свобод имеет винтовая дислокация, которая способна перемещаться по нескольким кристаллографическим плоскостям. В кубической реш-ке 6систем скольжения, поэтому винтовая дислокация способна перемещаться вплоть до 6ти пл-ей в зависимости от величины приложенного напряжения τ. Винтовая дислокация представляет собой закрученную в спираль краевую дислокацию, поэтому для нее характерно параллельное расположение вектора Бюргера плоскости сдвига. Рис. Вокруг дислокации возникает зона упругого искажения кристаллической реш-ки. Энергия этого искажения является основной характеристикой дислокации и критерием ее служит (величина отклонения от нормального параметра кристаллической реш-ки). Дислокация характеризуется плотностью, которая определяет суммарную величину искажения, суммарная длина дислокации приходится на единицу объема. В)к лин.деф-ии относят так же двойники, которые образуются только в условиях когда перемещение дислокаций полностью блокируется и образований двойников вносит дополнительный вклад в пластичность ме. Двойник – линия деформации при которой одна часть кристалла является зеркальным отражением другой. металлографически двойникование обнаруживают как двойную полосу. См.рис. Пластическое деформирование. Деформацией называется изменение размеров и формы тела под дей­ствием внешних усилий. Деформации подразделяют на упругие и пла­стические. Упругие деформации исчезают, а пластические остаются по­сле окончания действия приложенных сил. В основе упругих деформаций лежат обратимые смещения атомов металлов от положений равновесия; в основе пластических — необратимые перемещения атомов на значитель­ные расстояния от исходных положений равновесия. Способность металлов пластически деформироваться называется пластичностью. При пластическом деформировании металла одновре­менно с изменением формы меняется ряд свойств, в частности, при холод­ном деформировании повышается прочность. Пластичность обеспечивает конструкционную прочность деталей под нагрузкой и нейтрализует влия­ние концентраторов напряжений. Механизм пластического деформирования. Пластическая деформация в кристалле осуществляется путем сдви­га одной его части относительно другой. Сдвиг вызывают касательные напряжения, когда их значение превышает критическое τ.. Имеется две разновидности сдвига: скольжение и двойникование. При скольжении одна часть кристалла смещается параллельно другой части вдоль плоскости, называемой плоскостью скольжения или сдвига (рис.5.1,а). Двойникование представляет собой перестройку части кри­сталла в новое положение, зеркально симметричное к его недеформированной части (рис.5.1,б). Плоскость зеркальной симметрии называют плос­костью двойникования. При двойниковании атомные плоскости кристалла сдвигаются параллельно плоскости двойникования на разные расстояния. Часть кристалла, в которой 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 ГП решеткой деформация развивается как двойникованием, так и скольжением. Механизм двойникования сложен и в дальнейшем не рассматривается. Скольжение развивается по плоскостям и направлениям, на которых плотность атомов максимальна. Плоскость скольжения вместе с направлением скольжения, принадлежащим этой плоскости, образует систему скольжения. Число систем скольжения неодинаково в металлах с разным типом решеток. У металлов с ГЦК решеткой (Сu, 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. Увеличение количества систем скольжения сопровождается повышением способности металла к пластическому деформированию.Элементарный акт сдвига — это смещение одной части кристалла относительно другой на одно межатомное расстояние (рис. 5.3). Низкая прочность реальных кристаллов обусловлена их структурным несовершенством. Пластическое деформирование в реальных кристаллах осуществляется путем последовательного перемещения дислокаций. Дислокация легко движется в той плоскости, в которой находятся дислокационная линия и ее вектор Бюргерса.Перемещение краевой дислокации при сдвиге на одно межатомное расстояние представляет собой согласованную перегруппировку атомов около дислокации и не сопровождается диффузионным переносом массы. Под действием касательного напряжения ряд атомов, образующих дислокационную линию, вытесняет ближайший ряд атомов в соседней плоскости. Этому способствуют упругие искажения кристалла около дислокации, облегчающих разрыв старых и образование новых межатомных связей. Как показано на рис. 5.3, при вытеснении ближайшего ряда атомов плоскость кристалла разделяется на две части: одна часть объединяется с избыточной полуплоскостью в целую плоскость, другая — «принимает» дислокацию и становится избыточной полуплоскостью. Перемещаясь каждый раз на величину вектора Бюргерса — одно межатомное расстояние, дислокация, в конце концов, выйдет на поверхность кристалла, и здесь появится ступенька, равная вектору Бюргерса. Так как в плоскости скольжения движутся десятки и сотни дислокаций, то в результате их выхода на поверхность высота ступеньки будет увеличиваться.Ступенька, видимая под микроскопом, называется линией скольжения. Деформация развивается неоднородно, линии скольжения располагаются на различном расстоянии одна от другой. Группы близко расположенных линий скольжения образуют полосы скольжения.

2. превращение феррито-карбидной структуры (перлита) в А в соответствии с диагр.жел-углер.,происходит только при медленном нагреве. В обычных условиях превращение всегда запаздывает и для его начала необходим некоторый перегреввыше линии PSK (критической ۰А_С1). Скорость превращения зависит от степени перегрева и чем выше температура, тем быстрее идет преврвщение П в А. зародыши новой фазы А образуются на границе м\у фазами Ф и Fe₃C в А. процесс происходит во времени при нагреве структуры от критической ۰А₁ до А₃. До ۰А₁ в структуре существует только П (рис. I)-пластинчатой формы. При нагреве чуть выше ۰А₁ (рис.II) на межфазной границе начинают образовываться зерна А. При температурах, соответствующих критической ۰А₃ (рис.III) полиморфное превращение заканчивается и в структуре образ-ся зерна А, в которых выделяется строчечное выделение остаточного третичного карбида Fe₃CIII. При точке выше ۰А₃ весь цементит растворяется и С полностью растворяется в реш-ке А. переход П в А осуществляется за счет двух элементарных процессов: 1-полиморфного превращения Fe_α (ОЦК) в аустенит Fe_γ (ГЦК); 2-растворение в А Fe₃CIII и перехода С в реш-ку А. растворение С всегда запаздывает,т.к происходит за счет диффузии и поэтому для устранения неоднородностей С в А необходима гомогенизация С (выдержка при температуре аустенизации). Скорость образования А зависит от разности свободных энергий А и П и скорости диффузии атомов углерода необходимых для образования чисто аустенитной структуры. При нагреве выше А_С1 разность свободных энергий А и П возрастает при этом так же и скорость диффузии С в реш-ке ГЦК А-та. В результате возрастает скорость превращения. Поэтому чем выше температура нагрева под аустенизацию, тем более крупнозернистую структуру А можно получить и наоборот, при небольших перегревах выше А_С3 и минимальных выдержках размеры зерен структуры А минимальна. Изначально при небольших перегревах выше А_С3 зерна А имеют минимальные размеры существенно меньше зерен исходной структуры П. При дальнейшем нагреве зерна А растут при чем скорость роста будет различна в зависимости от состава стали. При этом выделяют, в зависимости от склонности к росту аустенитного зерна стали: наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые, которые начинают увеличивать размеры зерна при небольшом перегреве. Нагревая сталь значительно выше температуры А_С3 приводит к резкому увеличению размера зерен, в том числе и разнозернистости, что соответствует перегреву стали (порядка 1150-1250С)это является браком, но исправимым. Размер зерна можно уменьшить за счет нагрева до более низких температур (фазовая перекристаллизация). Дальнейший нагрев стали свыше 1200С приводит к необратимому браку стали-неисправимому- пережегу, в результате которого происходит оплавление и окисление границ зерен. Все это резко снижает механические свойства как прочностные, так и пластичные. Как следствие сталь идет на переплав. Величина зерна А определяется структурой П, который образуется при охлаждении – это является важным показателем свойств стали. Для разных условий эксплуатации формируется разная сталь с разной величиной зерна. величину зерна в соответствии с ГОСТом определяют в баллах металлографическим методом, либо путем сравнения с соответствующей таблицей, либо расчетным путем. 1-5баллов-крупнозернистая ст,5-10-среднезернист.,10-15- условно мелкозернист.ст.

4. Выше точки 1 находится жидкий раствор L.В точке 2 создаются условия для начала кристаллизации, линия АВСД – ликвидус. Кристаллизация сплава начинается с выделения Феррита δ из жидкого раствора. В точке (3) протекает перитектическая реакция, кристаллы феррита взаимодействуют с жидкой фазой и образуются кристаллы аустенита. И при температуре точки 4(на лин.HJB) сплав имеет избыток жидкой фазы. В результате перитектический процесс заканчивается образованием А при сохранении некоторого количества жидкой фазы Ф_Н+Ж_В=А_J+Ж_{В остаточн.} При дальнейшем охлаждении в интервале температур точек 4-5 оставшаяся жидкая фаза затвердевает и образуется А_γ. В точке 5 происходит перекристаллизация А в Ф и до точки 6 сохраняется такая фаза. В точке 6 А,обедненный углеродом, превращается в перлит. Таким образом, ниже точки 6 сплав состоит из Ф и П. Х6ВФА- инструментальная легированная высококачественная сталь,углерода порядка 1%, хрома-6%, вольфрама и ванадия порядка 1%. ВСт3сп- углеродистая обыкновенного качества сталь, марка 3, с гарантированными химическим составом и механическими свойствами, по способу раскисления –спокойная.

Б5 1. В рез-те кристалл ме материала сост.из атомов (ионов), расположенных в опред.пор-ке,кот.периодич-ки закономерно повтор-ся во всех 3х измерениях. Для описания ат-крист-ой структуры польз-ся понятием пространств-ой или кристалл-ой реш-ки, кот.предст.собой пространств-ую 3х координ-ую сетку, в узлах которой расп-ся атомы, образ-ие ме. Это абстрактное модель,позволяющ.представ.строение материала. Наименьший V ме, кот.хар-т его строение и св-ва наз-ся элем-ой ячейкой. Куб в системе корд.с атомами – элем.яч.кубич-ого строен. Любая эл.яч. хар-ся парам-ми: ребра эл.яч. по x-а, по y-в, z-с; св=α, ас=β,ва=γ. 1).симметрия-все ме матер.могут быть подраздел.на 7осн.гр.-сингонии (разл.соотн.раз-ов ребер или периодов реш-ки, а так же величиной угла по всем 3м осям): триклинная, ромбоэдрич-ая, моноклинная, гексагональная, кубическая, ромбическая,тетрагон-ая. Т.к. атомы в кристалл.реш.могут распол-ся не только в вершинах граней,но и в плоск-ях и объеме самой эл.яч.,поэт.7сингоний образ.14 типов простран-ых реш.-реш.Браве: простая кубическая; тетрагональная простая а=в≠с; объемно-центрированная куб-ая ОЦК-атом внутри реш-ки; тетрагональная объемн.-куб-ая атом внутри простой тетрагон.; гранецентрирован-ая кубич-ая реш-ка – ГЦК в гранях; простая гексагональная – 6ти угольник а=в≠с,α=β=90,γ=120; гексагональная плотноупакованная ГПУ2)период кристаллич.реш.- наим.расст.м\у 2мя соседн.атомами-а₀. Для ме период =0,25…0,55нм. 3)координационное число- К-кол-во атомов, нах-ся на наиболее близком и одинаковом расстоянии от любого произвольно выбранного атома. К характеризует плотность крист.реш.Чем выше К, тем больше плотн.упак-ки атома. Прост.куб.реш. К=8, ОЦК=8, ГЦК=12,ГПУ=12, прост. гексаг.=6. 4)атомный радиус-половинка наим.расстоян.м\у 2мя произвольно выбран.атоммами-R_а. Чем меньше К,тем больше R_а. 5)базис реш.-характер-ое кол-во атомов приходящихся на 1 эл.яч. для ГЦК базис 4, ОЦК=2, ГПУ=4. 6)коэффиц.компактности – ŋ(нета)-характ-ет плотность упак-ки или коэфф. заполнен.Vэл.яч.атомами. Величина определ-ся соотнош.объемов, заполняемых атомами с условно сферич-ой формой к общему Vэл.яч. ŋ= V_а\ V_эл.яч.. Для ОЦК= 0,68, ГЦК=0,74,ГПУ=0,74.

2. превращение феррито-карбидной структуры (перлита) в А в соответствии с диагр.жел-углер.,происходит только при медленном нагреве. В обычных условиях превращение всегда запаздывает и для его начала необходим некоторый перегреввыше линии PSK (критической ۰А_С1). Скорость превращения зависит от степени перегрева и чем выше температура, тем быстрее идет преврвщение П в А. зародыши новой фазы А образуются на границе м\у фазами Ф и Fe₃C в А. процесс происходит во времени при нагреве структуры от критической ۰А₁ до А₃. До ۰А₁ в структуре существует только П (рис. I)-пластинчатой формы. При нагреве чуть выше ۰А₁ (рис.II) на межфазной границе начинают образовываться зерна А. При температурах, соответствующих критической ۰А₃ (рис.III) полиморфное превращение заканчивается и в структуре образ-ся зерна А, в которых выделяется строчечное выделение остаточного третичного карбида Fe₃CIII. При точке выше ۰А₃ весь цементит растворяется и С полностью растворяется в реш-ке А. переход П в А осуществляется за счет двух элементарных процессов: 1-полиморфного превращения Fe_α (ОЦК) в аустенит Fe_γ (ГЦК); 2-растворение в А Fe₃CIII и перехода С в реш-ку А. растворение С всегда запаздывает,т.к происходит за счет диффузии и поэтому для устранения неоднородностей С в А необходима гомогенизация С (выдержка при температуре аустенизации). Скорость образования А зависит от разности свободных энергий А и П и скорости диффузии атомов углерода необходимых для образования чисто аустенитной структуры. При нагреве выше А_С1 разность свободных энергий А и П возрастает при этом так же и скорость диффузии С в реш-ке ГЦК А-та. В результате возрастает скорость превращения. Поэтому чем выше температура нагрева под аустенизацию, тем более крупнозернистую структуру А можно получить и наоборот, при небольших перегревах выше А_С3 и минимальных выдержках размеры зерен структуры А минимальна. Изначально при небольших перегревах выше А_С3 зерна А имеют минимальные размеры существенно меньше зерен исходной структуры П. При дальнейшем нагреве зерна А растут при чем скорость роста будет различна в зависимости от состава стали. При этом выделяют, в зависимости от склонности к росту аустенитного зерна стали: наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые, которые начинают увеличивать размеры зерна при небольшом перегреве. Нагревая сталь значительно выше температуры А_С3 приводит к резкому увеличению размера зерен, в том числе и разнозернистости, что соответствует перегреву стали (порядка 1150-1250С)это является браком, но исправимым. Размер зерна можно уменьшить за счет нагрева до более низких температур (фазовая перекристаллизация). Дальнейший нагрев стали свыше 1200С приводит к необратимому браку стали-неисправимому- пережегу, в результате которого происходит оплавление и окисление границ зерен. Все это резко снижает механические свойства как прочностные, так и пластичные. Как следствие сталь идет на переплав. Величина зерна А определяется структурой П, который образуется при охлаждении – это является важным показателем свойств стали. Для разных условий эксплуатации формируется разная сталь с разной величиной зерна. величину зерна в соответствии с ГОСТом определяют в баллах металлографическим методом, либо путем сравнения с соответствующей таблицей, либо расчетным путем. 1-5баллов-крупнозернистая ст,5-10-среднезернист.,10-15- условно мелкозернист.ст.

4. Выше точки 1 находится жидкий раствор L. В точке 2 создаются условия для начала кристаллизации. ВС-ликвидус, кристаллизация сплава начинается с выделением А из жидкого раствора. Этот процесс идет до т.3. При дальнейшем охлаждении в интервале температур точек 4-5 оставшаяся жидкая фаза затвердевает и образуется А_γ. В точке 5 происходит перекристаллизация А в Ф и до точки 6 сохраняется такая фаза. В точке 6 А,обедненный углеродом, превращается в перлит. Таким образом, ниже точки 6 сплав состоит из Ф и П. 15Х5ВФ-легированная конструкционная качественная сталь с содерж.углерода 1,5%, хрома-5%, вольфрама и ванадия порядка 1%. У7- углеродистая качественная инструментальная сталь, с содержанием углерода 0,7%.

Билет 6В жидких расплавах порядок в расположении атомов, причем нетолько дальний, но и ближний порядок. т.е. все атомы находятся в хаотическом, произвольном движении. В то же время при Т близким к Тпл в некоторых микрообъемах жидкого металла могут возникать группировки атомов, в которых установился ближний порядок, соответственно кристаллическому строению данного вещетва. Эти группировки атомов могут как растворить при Тпл, так и созранить свою конфигурацию, в этом случае при определенных условиях эти группировки могут служить зародышемами или центрами кристаллизации и их называют фазовыми или гетерофазными флуктуации. В чистом от примесей жидком металле наиболее крупные флуктуации могут расти дальше при соответственных условиях и являются центрами кристаллизации.Анализ графика показывает, что рост зародышей кристаллизации возможен только тогда и необратимо, когда их размер достигает определенной величины начиная с которой их рост ведет к снижению свободной энергии системы. При этом обозначения R-критической – критический размер зародыша способный к дальнейшему росту. ▲G критическая – это разность свободных энергий жидкой и твердой фаз, при которой зародыш способен к дальнейшему росту. Sσ – увеличение свободной энергии системы при образовании поверхностей раздела в процессе кристаллизации. S – суммарная площадь поверхностей всех образовавшихся кристаллов, σ – удельное поверхностное натяжение на границе раздела жидкой и твердой фаз. -V▲G – это снижение свободной энергии за счет кристаллизации при уменьшении Т, где V- объем зародыше, а ▲Gv – разность свободной энергии жидкой и твердой фаз внутри этого зародыше. ▲Gобщ = -V▲Gv + Sσ . т.о. при кристаллизации имеет место конкурирующий процесс, сопровождающийся повышением свободной энергии за счет образования поверхностей раздела и снижением свободной энергии за счет снижения Т. В связи с этим зародыш размером меньше Rкритической расти не может и раствориться, т.к. его размер способствует повышению свободной энергии. В то же время зародыш размером чуть больше Rкритической и больше, способен к дальнейшему расти, т.к. снижает уровень свободной энергии. В зависимости от степени переохлаждения критический размер зародыша для начала необратимой кристаллизации различен. Причем чем выше скорость охлаждения, тем меньшего размера зародыш способен к дальнейшему росту.Причем эти размеры зародыша определяются т охлаждения. Rкритич1 < Rкритич2 < Rкритич3 < Rкритич4 ▲Т1 > ▲Т2 >▲Т3 > ▲Т4 чем больше степень переохлаждения , тем меньше критический размер зародыша, при котором может начинаться самопроизвольная кристаллизация. Минимальный размер зародыша способный к самопроизвольному росту при данной Т называется критическим размером, а сам зародыш – критическим или равновесным. В результате зародыш способный к росту, образуется только в том микрообъеме жидкого металла где гетерогенная флуктуация, размером не меньше критического обладает повышенной энергией не менее определенного уровня, способной совершить работу кристаллизации. Рост кристаллов, в микрообъеме происходит послойно, причем каждый новый слой имеет однослойное строение, в процессе самопроизвольной кристаллизации выделяют 2 элементарных процесса : 1) образование двухмерного зародыша имеющего одноатомную толщину, которая и является гетерогенной флуктуацией. Этот процесс очень энергоемок и на него затрачивается мах количество энергии системы. 2) рост двухмерного зародыша за счет присоединения атомов из переохлажденной жидкости с образованием элементарной ячейки этот процесс осуществляется значительно легче с небольшими затратами энергии, т.к. в системе образуются участки удобные для закрепления атомов. Гетерофазные флуктуации могут нарастать в виде плоских конфигураций и образовывать кристаллическую структуру.

2. Ниже Т соответствующей точки А1 ( 727 ۫), А неустойчив и испытывает превращение, т.к. его свободная энергия выше свободной энергии продуктов его превращения. Наиболее полное представление о превращениях , которое претерпевает А при различных степенях переохлаждения, дает диаграмма изотермического превращения А, т.е. превращения, протекающие при постоянной Т. Для изучения изотермического превращения А небольшие образцы стали нагревают до Т, соответствующих существованию стабильного А, (т.е. выше критической точки А1, (А3 ), а затем быстро охлаждают до Т ниже точки А1 и выдерживают при температурах до полного распада А. результаты исследования характеризует кривая, показывающая количество распавшегося А в зависимости от времени, прошедшего с момента начала распада. Построение таких кривых для многих Т переохлаждения позволяет получить диаграмму изотермического превращения А. для этого нужно отрезки времени, соответствующие началу и концу распада А для каждой из исследуемых Т перенести на график, на котором по оси абсцисс откладывается время τ, а по оси ординат Т, и одноименные точки соединить плавными кривыми. На диаграмме для стали У8 можно выделить следующие основные области : 1) обл.устойчивого А 2) обл. переохлажденного А 3) обл. начала превращения А→ П 4) обл. законченного превращения А→ П 5) обл. начала мартенситного превращения 6) мартенситная обл. На диаграмме в зависимости от Т можно выделить 2 типа превращения : 1) 727۫ -240۫ обл. диффузионных превращений 2) 240۫ - (-50) мартенситное превращение

4.Линия ABCD – линия ликвидус, линия AHJECF – линия солидус. Выше линии ликвидус – жидкий раствор (точка 1). При кристаллизации сплава в точке 2 из жидкого раствора точки 1 выделяется твёрдый раствор аустенит. От точки 2 до точки 3 в двухфазной системе увеличивается количество твёрдой фазы – аустенита и уменьшается количество жидкой фазы. От точки 3 до точки 4 оставшаяся жидкая фаза затвердевает, образует аустенит. Таким образом, сплав, лежащий ниже линий NJ и JE, находится в твёрдом состоянии и имеет аустенитную структуру. Т.к. сплав содержит углерода менее 0,8, то он называется доэвтектоидной сталью. Эвтектоидному превращению в таких сталях предшествует частичное превращение аустенита в феррит в интервале температур точек 4 – 5. При температуре точки 5 сплав имеет фазовый состав А_S + Ф_P с количественным соотношением фаз соответственно P5 и 5S. В результате эвтектоидного превращения аустенит переходит в перлит, который вместе с выделившемся ранее ферритом образует конечную структуру стали. Количественное соотношение между структурными составляющими (феррит и перлит) в доэвтектоидных сталях определяется содержанием углерода. Чем ближе содержание углерода к эвтектоидной концентрации, тем больше в структуре перлита. Следовательно, зная содержание углерода в доэвтектоидной стали, можно заранее предвидеть её структуру в стабильном состоянии.

Билет 7

1. При прочих разных условиях V процесса кристаллизации и строения металлов зависит от факторов : 1) от числа зародышей, которые записывается как число зародышей (Ч.З.) и имеет размерность { см³∙с‾¹}, при этом под чилом зародышей понимают количество центров кристаллизации возникших в ед.объема за ед.объема 2) скорость роста С.Р.= {мм∙с‾¹}, при этом под V роста понимают увеличение линейного размера отдельно взятого зародыша в ед.времени на рис представлено изменение числа зародыша и V роста в зависимости от степени переохлаждения жидкого раствора. из графика видно, что с увеличением степени переохлаждения до значения Т, при которой диффузионные процессы еще не затруднены, число зародышей и V их роста возрастает, что в общем увеличивается V кристаллизации. Другими словами, Т при котором кристаллизованный раствор полностью, т.е. когда исчезает последняя капля жидкой фазы при увеличении Vкристаллизации сокращается. Если достичь таких степеней переохлаждения, при которых диффузионные процессы полностью прекращаются, то в этом случае число зародышей = 0 и V роста = 0. в результате при таких условиях кристаллическая структура в металле не образуется и металл ″ замораживается ″ , с расположением атомов в тех местах, где они были в жидкой фазе, т.е. не образовалось ни дальнего, ни ближнего порядка в твердой фазе металла. Металл приобретает как бы аморфную структуру. Образуется состояние – металлическое стекло. Такое строение металла резко изменяет его физико – химические и механические свойства. Образование числа зародышей в жидкой фазе всегда опережает V их роста. При этом можно выделить критическую степень переохлаждения левее которой кристаллическая фаза, а в правой части аморфное состояние. Чем выше Vобразовавшихся зародышей и чем меньше V их роста, тем более мелкозернистую структуру. Размер зерна S=1,1(С.Р./Ч.З.)¾ величина зерна в большей степени определяется V роста.

2Превращение А→ П при охлаждении происходит ниже точки Аr, причем ,как все условиях непрерывного охлаждения, так и при Т постоянной –изотермически. При охлаждении ниже Аr, свободная энергия А становится свободной энергией П ( продукты распада ) и переохлажденный А становиться неустойчивым. Это способствует началу превращения А→ П, т.к. по составу А и П сильно отличаются друг от друга, то превращение носит диффузионный характер и сопровождается перераспределением С, растворенного в А и обособление его в виде Ц. В результате V процесса определяется этими двумя факторами или ускорением процесса за счет изменения уровня свободной энергии А и П и образования ▲G – разница этих энергий и в тоже время замедление процесса за счет снижения V диффузии атомов С в решетке ОЦК (Feα) при снижении Т. С увеличением степени переохлаждения устойчивость А понижается мах V превращения А→ П для эвтэктоидной стали состава 0,8% С наблюдается при уменьшении Т замедляет процесс превращения и при высоких скоростях переохлаждения этот процесс может быть полностью подавлен, т.е. распада А в структуру П не произойдет. Образуется перенасыщенный твердый раствор С в решетке Feαферрита.

Б 8

1. Самопроизвольная кристаллизация механизм которой определяется образованием тепловых флуктуаций спонтанно может происходить только в абсолютно чистом жидком металле. Как правило, все промышленные металлы и сплавы не имеют абсолютной чистоты по составу и в них всегда присутствуют различные тугоплавкие примеси в виде не металлических включений, оксидов и других, которые находятся в твердом состоянии в расплавленном металле. Такие тугоплавкие примеси могут служить центрами кристаллизации и представлять собой своеобразную подложку, на которой будет нарастать кристаллическая фаза. Такой механизм кристаллизации менее энергоемкий и поэтому может происходить при небольших степенях переохлаждения, такой механизм - гетерогенная кристаллизация, чем больше примесей в расплаве, тем больше центров кристаллизации и более мелкозернистая структура образуется. В зависимости от состава и строения кристаллической решетки все примеси подразделяют на 2 вида : 1) изаморфные примеси, такие примеси имеют одинаковый тип кристаллической решетки с основным металлом т.е. они когерентны. В результате, кристаллизация начинается при малых размерах критического зародыша и низкой энергии его роста. В результате, кристаллизация необратимо начинается при Т близких к Т плавления, т.е. при минимальных значениях степени переохлаждении.2) неизаморфные примеси имеют резко отличное кристаллическое строение от основного металла, т.е. они не когерентны. В результате, образование кристаллической фазы исходного вещества на таких примесях затруднено, либо невозможно. Такие примеси предварительно активируют, на их поверхность наносят тонкий слой изаморфного по отношению к расплаву вещества. Специальное введение в жидкий расплав тугоплавких примесей называется модифицированием, примеси – модификаторы. Изменяя количество модификатора вводимого в расплав можно в широких пределах варьировать величиной зерна. Модификаторы не изменяют химический состав кристаллического вещества и являются только центрами кристаллизации.

2. Мартенситное превращение заключается в том, что Feγ(C)→Feα(C).При больших скоростях охлаждениях возрастает термодинамическая неустойчивость А, а V диффузии С в Fe резко падает в случае переохлаждения А ниже Т, обозначенной Мn ( для эвтектической стали У8= 240۫) подвижность атомов С в Fe практически равна 0. В результате происходит только полиморфное превращение смены ГЦК (А) на ОЦК (Ф) и весь С остается в решетке Fe (ОЦК). Превращение носит бездиффузионный характер, т.е. меняется тип кристаллической решетки и весь С, растворенный в А сохраняется в Ф, хотя его мах растворимость при Т комнаты <0,006%. В результате образуется структура М перенасыщенный твердый раствор внедрения С в решетку Ф . М имеет ту же самую концентрацию С, что и исходный А .Но из-за перенасыщения по С кристаллической решетки М сильно искажается и приобретает вместо ОЦК тетрагональную форму, когда а=в\с. Чем выше концентрация С, тем выше степень тетрагональности М. Он имеет высокую твердость HRC = 62 – 65 и высокую хрупкость. Эта структура нестабильна, неравновесна и имеет очень высокие внутренние напряжения за счет искажения кристаллической решетки, что в ряде случаев может привести к разрушению стали.

Билет 9.

1. Металлы и их сплавы кристаллизуются особ способом при котором каждый кристалл вырастает как бы не из одного зародыша, а за счет объединения различных кристаллических колгомератов закристаллизовавшихся в непосредственной близости друг от друга. Кристаллизация всегда начинается у стенки изложницы, где имеется мах теплоотвод. И в первую очередь создаются условия для начала необратимой кристаллизации. В результате, образовывается зародыш, который имеет направленную, векторную Vроста ┴к стенке изложницы. В результате, образуется длинный ус из кристаллов || с образованием кристаллического уса идет нарастание кристаллов в трех ┴ к нему направлениях , т.е. образуются усы первого порядка ( центральная ось ), второго (┴ 1порядка), третьего ( ┴ 2 порядка).Рост кристалла происходит при непрерывном отводе тепла за счет развития осей 1,2,3 порядка, которые объединяясь образуют кристалл. || с этим кристаллом идет образование еще одного кристалла, которое объединяясь формирует следующий. В результате, стыковки двух вытянутых кристаллов образуется граница, где рост кристаллов затормаживается и прекращается вовсе. Такой кристалл имеющий направленную, вытянутую форму, в котором кристаллизация шла в 3 направлениях называется дендрит. Кристаллизация в слитке, в зависимости от V отвода тепла может происходить с образованием кристалла различной формы и размера. При медленной скорости охлаждения длинные столбчатые кристаллы направленные к центру слитка. Если высокая скорость теплоотвода, то сформировавшаяся мелкозернистая структура поликристаллического строения. В реальных условиях образованная смешанная структура ( |||) из вытянутых дендритов от стенок и в центре поликристаллическая структура, поэтому слиток со смешанной структурой подвергается гомогенизации или длительной выдержки при высоких температурах. В результате, структура приобретает поликристаллическое строение и устраняется ликвация или неравномерность химического состава слитка по его высоте и сечению. Различают 2 вида ликвации : 1) Ликвация по удельному весу возникает в слитках где имеются элементы с разными удельным весом. 2) дендритная ликвация или зонная ликвация, при которой неравномерность химического состава внутри дендрита. Зонную ликвацию исправить легче.

2. В процессе нагрева закаленной стали при различных Т происходит распад кристаллов М, в результате чего снижается уровень внутренних напряжений и образуются структуры П-ого типа, что при незначительном снижении прочности и твердости резко повышает практичность и вязкость стали. Нагрев осуществляется в области Т ниже АС3 (727), чтобы не допустить начало образования А в межкритическом интервале АС1 (линия GS и GP). Исходная структура М + Аостаточный при нагреве претерпевает слдующие изменения. При нагреве до Т=200 из М выделяются не обособленные внутри М-ых игл пластины Ц3. эти частицы чрезвычайно малы и имеют толщину в несколько атомных слоев. В результате обособления Ц3 тетрагональная решетка М становится близко к кубической и образуется структура отпущенного М ( низкотемпературный). При нагреве до Т= 300 происходит распад Аост,который превращается в смась перенасыщенного твердого раствора и еще не обособившихся корбидов, которые так же находятся внутри М-ных кристаллов, но уже имеют значительную толщину. Данная структура высокоотпущенный М – бейнит. При нагреве Т=400 полностью выделяется из твердого раствора и карбиты обосабливаются, образуя Ц, который имеет сферическое мелкозернистое строение. Такая структура – тростит. При нагреве до Т =500 размеры частиц Ц3 и Ф увеличиваются и образуется структура сорбит. При нагреве выше 600 за счет коагуляции ( объединения частиц C в более крупные) образуется структура П. в любом случае структура троостита и сорбита являются структурами перлитного типа и состоят из зерен Ф и Ц3, имеющих разную степень дисперсности.

Билет 10.

1. Полиморфное превращение. Существование различных кристаллических решеток у одного элемента в различных температурных областях или в условиях давления называется полиморфизмом, а переход от одного типа кристаллической решетки к другому называется полиморфным превращением. Различные кристаллические структуры у одного и того же материала называется аллотропическими формами или модификациями. Все формы обозначаются греческими буквами. Полиморфизмом обладают порядка 30 металлов ( Fe при Т= 914 имеет решетку ОЦК и обладает Feα , при 911< T<1392 имеет ГЦК и Feγ, при 1539>T>1392 имеет ОЦК и Feρ ). Полиморфные превращения связаны с перераспределением атомов при определенной где более устойчива термодинамические другая конфигурация атомов. Перестройка атомов происходит бездиффузиционно, путем сдвига. Магнитное превращение. Перестройка электронных оболочек атомов под действием внешних факторов ,Т, без изменения кристаллического строения называется магнитным превращением. Атомы с полностью заполненными электронными оболочками не имеют магнитного момента, не способны намагничиваться – диамагнитные ( Na, K, Ag, Au, Cu). Атомы с не полностью заполненными орбиталями обладают магнитным моментом и способны намагничиваться. При этом сильная способность намагничиваться обладают ферромагнетики (Fe) и слабопарамагенетики(Ni, Co, Cr). Магнитное превращения заключается в переходе при определенной Т из одного магнитного состояния в другое. Выделяют 2 Т : Т Кюри(Тк) для Fe Тк = 770, при этой Т ферромагнетическое состояние Fe теряет свои магнитные свойства и Fe переходит в диамагнитное состояние или в немагнитное. Feα (ОЦК) = Feγ(ГЦК) → Feк= 358 и Т Нееля (Тн) – в этом случае немагнитное состояние ( антиферромагнетик) переходит в слабо магнитное состояние ( парамагнетик) Тн = 38 Тн = 100. Явление вторичной кристаллизации возможны только в некоторых металлов переходных групп. Они имеют большое практическое значение главным образом в железе и его сплавах для получения мелкого зерна из крупного. Первичная структура металлов нередко оказывается такой стойкой, что вторичная кристаллизация протекает под сильным ее влиянием и не может полностью ее разрушить и изменить. Например, для улучшения качества стали ее дендритную структуру приходится предварительно уничтожать обработкой давлением. Однако ковка, прессовка крупных слитков, хотя и разбивает и деформирует дендриты, но не всегда уничтожает их полностью. В результате этого в изделиях особенно крупных ( например, кованном стальном вале ) сохраняется одновременно две структуры : не вполне разрушенная дендритная ( как результат первичной первичной кристализации). Пограничные поверхности дендритов являются наиболее слабыми местами тем более, что здесь могут скопиться шлаковые, сернистые и др. включения. Откованный вал в этих дефектных местах будет недостаточно прочный, хотя отбельные части его будут безупречными.

2. Бейнитное (промежуточное ) превращение происходит в интервале Т, когда диффузия атомов Fe уже отсутствует , а диффузия атомов С достаточно сильна. Структура бейнита представляет собой двухфазную смесь Ф и Ц. особенность Б превращения в том, что оно происходит частично по бездиффузионному механизму. Перераспределение С при охлаждении приводит к образованию обогащенных и объединенных С областей А и возникновению мех напряжений. В результате объединенный СА по мартенситному механизму превращается в несколько перенасыщенный α раствор. Из обогащенного СА выпадает корбитная фаза. Т.о. обогащенный СА объединяется и по мартенситному механизму в α фазу. Из мартенситно полученной α фазы также выделяется корбит. В конце имеем смесь Ф и Ц очень оригинальной структуры. Различают верхний, образовавшийся при Т= 400-500, и нижний, образовавшийся при более низких температурах, бейнит. Верхний имеет перестое строение, а нижний пластинчатое ( игольчатое). Комплекс мех характеристик у верхнего заметно хуже чем у нижнего. При бейнитном превращении не весь А преходит в Б структуру. Метостабильный А при дальнейшем понижении Т либо сохраняется, либо превращается в М.

Билет 11.

1. В сплавах в зависимости от физико химических взаимодействий могут образовываться разные фазы: жидкие растворы, мех. смеси, твердые растворы и химические соединения.Твердыми растворами называют фазы в которых один из компонентов сохраняет соответственный тип кристаллической решетки и является растворителем, а атомы другого компонента или других компонентов растворяются в кристаллической решетке растворителя, занимая определенное положение, называется растворенным веществом, при этом изменяя размеры ( деформируя ) кристаллическую решетку растворителя. Таким образом тв. раствор состоит из 2-х или нескольких компонентов имеет 1 тип кристаллической решетки и представляет собой одну фазу. Все тв. Растворы в зависимости от расположения в них растворенных атомов подразделяют в общем случае на 2 типа: тв. растворы замещения – в них атомы растворенного вещества замещают часть атомов растворителя в его кристаллической решетке. Учитывая различия в размерах атомов при замещении происходит искажение кристаллической решетки. При чем если растворенный атом имеет больший атомный радиус чем атомный радиус растворителя, то происходит расширение кристаллической решетки, а если имеет меньший радиус то сжатие. Подобное искажение кристаллической решетки тем более значительно, чем больше разница атомных диаметров. Т.О. преобразование тв. Растворов происходит искажение кристаллической решетки, то есть растет уровень внутренних напряжений и при чрезмерном искажении, при определенной концентрации растворенного вещества достигается уровень предельной растворимости и дальнейшее растворение становится невозможным. Предельная растворимость зависит как от диаметра так и от температуры. При достижении предельной растворимости растворенные атомы войти в решетку растворенного вещества уже не могут и образуют самостоятельную фазу. Если атомы растворителя и растворенного вещества отличаются по диаметру не более чем на 8-12 %, а сами компоненты имеют одинаковый тип кристаллической решетки, то в этом случае возникает не ограниченная растворимость и атомы растворенного вещества образуют непрерывный ряд тв. Растворов (Fe-Cr, Cu-Au). Тв. Растворы замещения как правило характерны для металлов переходных групп, у которых не занята полностью внешняя орбиталь. Тв. Растворы внедрения – в этом случае атомы растворенного вещества внедряются в междоузлие кристаллической решетки растворителя, при чем атомы внедряются не в любое междоузлие, а там где для них больше свободного пространства. В ОЦК атомы внедрения размещаются в гранях, а ГЦК в центре. Тв. Растворы внедрения характерны при взаимодействии атомов металлов с элементами 1-го и 2-го периодов табл. Менделеева, которые имеют малый атомный радиус и не являются металлами – это C, B, N, H₂, O₂. В зависимости от типа кристаллической решетки растворимость атомов внедрения разная, и она максимальна при прочих равных условия в решетке ГЦК, где имеется большее количество пустот. Однако, в любом случае, концентрация внедренных атомов не велика и не превышает даже при высоких температурах 1-2%.

2. Отжиги 1-го рода: в этом случае при нагреве не принимают во внимание фазовые

α-γ превращения в твердом состоянии. Этот отжиг можно проводить при температурах выше А_С1и А_с3, то есть выше температуры фазовых превращений. По назначению отжиги 1-го рода классифицируют следующим образом: 1. гомогенизирующей (диффузионной), которую применяют для устранения ликвации или хим. Неоднородности, возникающей в сталях, в процессе кристаллизации слитка. Его проводят при 1100-1200 ⁰С, полученную крупнозернистую структуру устраняют при последующей термообработке. Этот отпуск достаточно длительный и может составлять 30-50 часов; 2. рекристаллизационный – применяется для снятия внутренних напряжений и формирования зерна требуемого размера, после холодной пластической деформации (наклепа) при 680-740 ⁰С. 3.для снятия внутренних напряжений – проводят при 350-400 ⁰С. Для снятия внутренних напряжений, образовавшихся в стали в процессе получения заготовок(литье, ковка, сварка). Эти напряжения присутствуя в Ме. Могут вызвать необратимую деформацию (коробление) и в ряде случаев разрушить Ме. К этому виду отжига относят также так называемый высокий отпуск – 650-700⁰С – для достижения твердости стали перед мех. обработкой ( размерная обработка).3. Сталь, применяемая для пружин и рессор, должна обладать высоким пределом упругости и пределом выносливости при достаточной пластичности и вязкости. Для получения этих свойств стали должны содержать не менее 0,5% углерода и подвергаться закалке и отпуску при температуре 350-520 (в зависимости от состава стали) для получения трооститной структуры. Величина предела текучести углеродистых пружинных сталей после окончательной термической обработке должна быть не ниже 80 кг/мм², а легированной стали – не ниже 100 кг/мм². Пластичность σ=5% ψ= 20-25%. В следствии того, что Si задерживает распад М при отпуске и значительно упрочняет Ф, кремнистые стали (50С2, 55С2, 60С2) имеют высокий предел текучести, что обеспечивает хорошие упругие свойства. Кремнистые стали применяются для пружин и многих автомобильных рессор, в станко строении, торсионных валов и др. Однако кремнистые стали склонные к обезуглероживанию, образованию поверхностных дефектов при горячей обработке и граффито – образованию, что снижает предел выносливости. По этой причине кремнистые стали все чаще заменяют хромо-марганцевыми (60ХГ), хромованадиваемыми, а для крупных высокопружинных рессор и пружин смежнолегированными сталями (60С2ХА, 60С2ХФА, 60С2Н2А). для клапанных пружин и рессор легковых автомобилей применяют сталь 50ХФ. Эта сталь малочувствительна к перегреву и обезуглероживанию