- •2. Методы механических испытаний при приложении статических нагрузок
- •4,5. Методы механических испытаний при приложении циклических и ударных нагрузок.
- •6. Методы калориметрического анализа.
- •7. Методы термического анализа.
- •11. Методы измерения электрического сопротивления.
- •14. Методы определения упругих свойств.
- •2. Методы определения термического расширения, дилатометрические исследования.
- •18. Методы определения термического расширения, дилатометрические исследования.
- •3. Упругие свойства металлов.
- •1. Классификация машиностроительных материалов.
- •2. Критерии использования конструкционных материалов.
- •3. Материалы с повышенной и высокой прочностью.
- •5. Стали с повышенной технологической пластичностью.
- •6. Стали с высокой технологической свариваемостью.
- •7. Железоуглеродистые сплавы с хорошими литейными свойствами.
- •8. Медные сплавы, как материалы с повышенными технологическими свойствами.
- •12. Материалы устойчивые к абразивному изнашиванию.
- •14. Антифрикционные материалы.
- •15. Фрикционные материалы.
- •16. Материалы с высокими упругими свойствами.
- •1. Вторичная рекристаллизация.
- •2. Гомогенное и гетерогенное зарождение фаз
- •7. Макро - и субструктура мартенсита, игольчатый и пакетный мартенсит, тонкая структура мидриба; инвариантность габитусной плоскости.
- •8. Механизм и способы охлаждения металла после нагрева.
- •9. Механизм роста зерен при критической деформации, диаграмма рекристаллизации.
- •10. Механизм упрочнения металлов при дорекристаллизацнонном отжиге.
- •11. Механизмы зарождения центров рекристаллизации.
- •12. Наследование текстуры деформации при рекристаллизации.
- •13. Особенности Мартенситного превращения.
- •14. Собирательная рекристаллизация.
1. Вторичная рекристаллизация.
Зерна, растущие с большой скоростью, можно условно рассматривать как зародышевые центры, и поэтому процесс их роста получил название вторичной рекристаллизации. В результате вторичной рекристаллизации образуется множество мелких зерен и небольшое число очень крупных зерен. Вторичная рекристаллизация, вероятно, вызывается благоприятной для роста кристаллографической ориентацией отдельных зерен, меньшей чем у других зерен концентрацией дефектов (величиной объемной энергии) и более высокой подвижностью границ в результате неравномерного выделения примесей. Вторичная рекристаллизация, вызывающая образование крупного зерна и разнозернистости, способствует снижению механических свойств металлов.
Вторичная рекристаллизация - процесс предпочтительного роста некоторых зерен с равной объемной энергией за счет зерен той же фазы, практически не увеличивающихся в размерах, осуществляется миграцией границ, стимулируемой выигрышем в зернограннчной или поверхностном энергии
Выигрыш в зернограничной энергии - движущая сила процесса в том случае, когда центры рекристаллизации обладают заметным преимуществом в размерах по сравнению с окружающими зернами.
Выигрыш в поверхностной энергии - движущая сила процесса в тонких образцах, когда поверхностная энергия центров вторичной рекристаллизации (поверхностная энергия кристаллографических плоскостей, параллельных поверхности образца) заметно меньше поверхностной энергии зерен другой ориентировки.
В общем случае наименьшей поверхностной энергией обладают атомные плоскости с максимальными межплоскостными расстояниями: [110} для о. ц. к.; {111} для г. ц. к.; (0001} — для г. к.
Адсорбция, связанная со средой отжига или другими причинами, может привести к тому, что минимумом поверхностной энергии будут обладать не указанные выше, но другие плоскости.
2. Гомогенное и гетерогенное зарождение фаз
Гомогенное зарождение - новая фаза зарождается в материнской старой фазе только за счет энергетической и концентрационной флуктуации.
Если фаза чистая, то внутри нее происходит такое зарождение за счет случайного перемещения атомов.
Гетерогенное зарождение - новая фаза зарождается на имеющихся поверхностях раздела материнской фазы с другими фазами (включения, стенки).
В твердом состоянии условие для предпочтительного образования новой фазы на границах раздела очень благоприятно, поскольку в матрице существует множество объемов с повышенной свободной энергией, а величина образования зародыша критического размера или вероятность повышается в этих областях, где повышенный уровень свободной энергии:
границы зерен (высокоугловые границы) и блоков (малоугловые гра ницы).
Включения (карбиды, оксиды, нитриды).
3)Дефекты кристаллического строения (дислокации, дефекты упаков ки).
3. Диагональная, ребровая и кубическая текстуры прокатки ОЦК -металлов.
Анализ текстуры катаного и волоченого железа показывает, что под углом 45е к направлению вытяжки (т. с. в зоне действия наибольших касательных напряжений) располагается плоскость (100). По этой плоскости происходит интенсивное упрочнение в процессе деформации, и когда эта плоскость вновь совпадает с поверхностью максимальных касательных напряжений при растяжении, наблюдается значительное сопротивление пластической деформации. При кручении поверхность максимальных касательных напряжений α-железа не совпадает с поверхностью максимальных касательных напряжений при его деформации при текстурообразова-нии, поэтому в плоскости (110) сопротивление пластической деформации меньше, чем при растяжении.
Многочисленные работы по изучению текстур холоднодсформированного железа и стали позволили определить их характерные особенности. Текстура главным образом описывается направлениями [110] зерен, лежащими вдоль направления прокатки с отклонением от него на несколько градусов, и плоскостями (001). находящимися в плоскости прокатанного листа с отклонениями от этого положения около направления прокатки, как около оси. Отклонение предполагает поворот ориентировок от положения (001) [110] на различные углы вплоть до 45 или 65° и зависит от степени обжатия. Отклонение около направления, поперечного направлению прокатки, изменяется в зависимости от различных условий, уменьшаясь с увеличением степени обжатия. В поверхностных слоях отклонение уменьшается с увеличением диаметра прокатных валков.
Некоторые из ориентировок были описаны Курдюмовым и Заксом с помощью идеальных ориентировок (1 12) [1 10] и (111) [112]. Стали с повышенным содержанием углерода обычно имеют менее резко выраженные текстуры.
Когда повороты отдельных зерен происходят в ходе деформации по схеме прокатки, некоторые кристаллы сохраняют относительно отчетливую единственную ориентировку, другие неоднородно поворачиваются в положение с двумя или более ориентировками.
Текстуры поперечной прокатки отличаются от текстур обычной прокачки. Если степени обжатия в двух взаимно перпендикулярных направлениях равны, то текстура поперечной прокатки о.ц.к. металлов приблизительно представляет наложение двух полюсных фигур для прокатки в этих двух направлениях.
4. Диффузионное превращение аустенита при охлаждении.
Он проходит в две стадии:1) Перлитное превращение до 450-500ºС 2)промежуточное превращение (бейнитное) до 220ºС. Перлитное превращение идет в две ступени 1)образование зарод. цементита и их рост;2)полиморфное превращение.Считается, что ведущим процессом явл.образование Ц., за счет восходящей диффуз.углерода из однородного тв.рас-ра, содерж.0,8%С;зародыши Ц. сод. 6,67%С. В тех обл. А., гдесод. Углерода пониж., немедленно происх.перестройка реш.ГЦК в ОЦК, т.е.обр. Ф. и ост-ти углерода «выдавл» к кристаллам Ц. АS→Фр+ЦК.Рост зерна Ц. образует рядом с собой безуглородистые обл. и обр. Ф. Понижение тем-ры привод. К ускорению процессо. Крист.станов. тоньше и расстояние между ними тоньше.
В интервале температур от А1 . до 550 - 500 °С при охлаждении происходит превращение аустенита в эвтектоидную смесь кристаллов α -фазы (феррита) и цементита или специальных карбидов; формируется перлит. При перлитном превращении диффузионное перераспределение углерода и легирующих элементов протекает наряду с переходом атомов растворителя (железа) из кристаллической решетки γ в решетку а .
Эвтектоидное, перлитное превращение может развиваться с образованием различных углеродсодержащих фаз. При весьма малом переохлаждении возможен распад аустенита на стабильные фазы - феррит и графит. Однако образование графита затруднено тем, что для этого необходимы весьма большие флуктуации концентрации углерода и отвод относительно малоподвижных атомов железа. Поэтому в сталях доэвтектоидного и эвтек-тоидного составов выделение графита становится практически невозможным и распад аустенита происходит с образованием смеси феррита и карбидов (перлита). Такое превращение происходит с достижением относительного минимума свободной энергии (по сравнению с образованием смеси феррита и графита), но кинетически оно более выгодно и осуществляется с большей скоростью.
Морфология перлита.
В углеродистых сталях при переохлаждении аустенита ниже А1 возникают колонии перлита. Пластины цементита растут в продольном и боковом направлениях. Понижение содержания углерода в близлежащих объемах аустенита и увеличение этих объемов по мере роста пластин приводят к возникновению зародышей феррита. Пластины феррита также растут в. продольном и боковом направлениях; повышение содержания углерода в смежных участках аустенита вызывает образование цементитных пластин, параллельных первой, - образуется перлитная колония. При изменении ориентации цементитной или ферритной пластины вследствие влияния на процесс роста, например, дефектов структуры начинается образование новой перлитной колонии. С увеличением переохлаждения число перлитных колоний в зерне аустенита увеличивается, а размеры колонии уменьшаются.
5. Изменение структуры и свойств сплавов при обработке давлением, текстуры деформации в ОЦК, ГЦК и ГП - металлах.
при обработке давлением происходит во первых изменение формы и размера зерен, а во-вторых изменяется внутреннее строение зерен, повышается плотность дислокаций и вакансий. Происходит образование текстуры деформации, когда определенные кристаллографтческие плоскости, в первую очередь более упакованные и направленные распологаются параллельно плоскости прокатки.Текстуры деформации:
ОЦК (сплав железа вольфр. ниобия) прокатка-(100) <110>-диагональная; -(110) <100>-ребровая; -(100) <100>-кубическая Волочение-<110>
ГЦК (медь, никель, аллюм)-прокатка -(110) <112>-текстура типа латуни; -(112) <111>-текстура меди; волочение-<111><110>
ГП (спл меди цинка титана) Прокатка -(0001) <1120>; волочение <1010>
При прокатке стали различные структурные составляющие, например участки занятые ферритом и перлитом, вытягиваются в направлении прокатки, и структура резко меняется. Получаются полосы (строки) перлита и феррита вытянутые в направлении деформации. Такая структура называется полосчатой или строчной.
Прочность и вязкость изделий из лигой стали, во всех направлениях более или менее одинакова, а после прокатки механические свойства стали вдоль прокатки становятся значительно выше, чем поперек. Причем по пределу текучести и прочности м/у образцами, вырезанными из заготовок или готовых изделий вдоль и поперек прокатки, большой разницы не наблюдается, но удлинение, сужение и ударная вязкость на поперечных образцах всегда получаются значительно ниже, чем на продольных.
Для получения высокопрочных стальных деталей их изготовляют так. что бы волокна стали описывали конфигурацию изделия и что бы в ответственных местах деталь испытывала напряжение вдоль, а не поперек волокон. Горячую и холодную механическую обработку деталей следует проводить так, чтобы наиболее плотный и прочный поверхностный слой слитка был сохранен, а средняя рыхлая ликвационная часть слитка располагалась бы в наименее ответственных, не напряженных местах
6. Кристаллогеометрические соотношения при мартенситном превращении: Бейна, Курдюмова-Закса, Нишиямы, Гренингера-Трояна.
Ориентационные соотношения между решетками аустенита и мартенсита.
Большая скорость мартенситного превращения аустенита при низких температурах, аналогия в образовании кристаллов мартенсита с образованием двойников деформации, экспериментальные данные о кристаллической структуре мартенсита привели к представлению о превращении как-закономерной, быстро протекающей («скачкообразной») перестройке решетки γ и α с сохранением углерода в твердом растворе (бездиффузионное превращение).
Механизм перестройки решетки γ-железа в решетку α-железа был предложен Э. Бейном в 1924 г. Он получил впоследствии название деформации Бейна и заключается в сжатии / -гранецентрированной решетки по оси [001]γ и растяжении по осям <110>γ . Экспериментальное определение ориентировки мартенсита по отношению к осям монокристалла аустенита (ориентационные соотношения Курдюмова-Закса) позволило предложить другую схему перестройки путем двух сдвигов, полностью удовлетворяющую найденной ориентировке.
Наличие пятен (022) мартенсита рядом с пятнами (222) аустенита позволило заключить: решетка мартенсита ориентирована по отношению к решетке аустенита так, что плоскость (011)α параллельна плоскости (111)γ
Анализ геометрии превращения решеток γ - и α-железа показал, что сдвиг по плоскости (111)γ в направлении [211]γ на 1/6 периода трансляции решетки в этом направлении с изменением угла между плотноупако-ванными рядами атомов железа от 120 до 109° переводит г. ц. к. решетку в о. ц. к. Плоскость (111)γ аустенита становится тогда плоскостью (011)α , при этом сохраняется параллельность обеих плоскостей.
Полное определение ориентировки решетки мартенсита привело к установлению соотношения Курдюмова-Закса: (011)α//(111)γ; [111]α//(101)γ
Для сплавов железа с 27 и 34 % Ni было установлено ориентациейное соотношение Нишиямы: (011)α//(111)γ; [111]α//(211)γ
Соотношение Курдюмова-Закса может быть достигнуто 24 положениями решетки мартенсита в одном кристалле аустенита; соотношению Нишиямы отвечают 12 эквивалентных вариантов ориентировки мартенситных кристаллов.относительно исходного аустенитного зерна.
Ориентационное соотношение Курдюмова-Закса имеет простой физический смысл: параллельность наиболее плотно упакованных плоскостей и направлений в двух решетках, что особенно важно в условиях низкотемпературного сдвигового процесса.