Билет №17

№1

В кристаллохимии координационное число — характеристика, которая определяет число ближайших равноудаленных одинаковых частиц (ионов или атомов) в кристаллической решётке. Прямые линии, соединяющие центры ближайших атомов или ионов в кристалле, образуют координационный многогранник, в центре которого находится данный атом.

В решётках Браве для всех узлов координационное число одинаково. Число ближайших соседей отражает плотность упаковки вещества. Чем больше координационное число, тем больше плотность и соответственно свойства вещества ближе к металлическим. Данному параметру решетки соответствует первая, вторая (соседи, следующие за ближайшими), третья и т. д. координационные группы частиц.

Вещества с ковалент связью: Типичными примерами атомных кристаллов (атомы в которых соединены между собой ковалентными (атомными) связями могут служить алмаз, германий и кремний.

№5

Минимальный размер способного к росту зародыша называется критическим размером зародыша, а такой зародыш – устойчивым.

Размер образовавшегося зародыша зависит от величины зоны флуктуации, т е отклонения энергии группировок атомов в отдельных зонах жидкого металла от некоторого среднего значения.

Критическим зародышем в материнской фазе является флуктуационный участок критического размера с энергией не меньше определенного уровня и с химическим составом, соответствующим составу образующейся фазы.

Поэтому для образования критического зародыша недостаточно энергетической флуктуации, необходима еще флуктуация концентрации. В твердом растворе при определенном среднем химическом составе имеются участки с большим или меньшим содержанием того или иного компонента.

Билет №18

№1

Рис. 5.3. Диаграмма состояния сплавов с отсутствием растворимости компонентов в твердом состоянии (а) и кривые охлаждения сплавов (б)

Эвтектический сплав – сплав, соответствующий концентрации компонентов в точке с (сплав I). Кривая охлаждения этого сплава, аналогична кривым охлаждения чистых металлов (рис. 5.3 б)

Эвтектика – мелкодисперсная механическая смесь разнородных кристаллов, кристаллизующихся одновременно при постоянной, самой низкой для рассматриваемой системы, температуре.

При образовании сплавов механических смесей эвтектика состоит из кристаллов компонентов А и В: Эвт. (кр. А + кр. В)

Процесс перехода металла из жидкого состояния в кристаллическое можно изобразить кривыми в координатах время – температура. Кривая охлаждения чистого металла представлена на рисунке 2.

Рисунок 2 — Кривая охлаждения чистого металла

Т_теор — теоретическая температура кристаллизации;

Т_кр — фактическая температура кристаллизации.

Рис. 7. Диаграмма состояния полиморфного металла

а б Рис.14

Во втором случае (рис.14, б) оба компонента испытывают полиморф­ные превращения, при этом низкотемпературные модификации их ограни­ченно растворимы друг в друге, а высокотемпературные - неограниченно. В нижнем ярусе диаграм­мы фактически представлена диаграмма 3 рода, т.е. диаграмма с образо­ванием твердых растворов ограниченной растворимости и протеканием эвтектического превращения. Однако отличительная черта данного эвтектического пре­вращения состоит в том, что исходной фазой распада является не жидкость Ж, а твердый раствор γ, который при переходе через линию KCN распада­ется на два новых раствора α и β по реакции γ → α + β. Такое превращение, по сути аналогичное эвтектическому, но происходящее в твердом состоянии называется эвтектоидным, а полученная механическая смесь - эвтектоидом. Сплав состава точки С называется эвтектоидным. Со­ответственно сплавы, расположенные слева от точки С (сплав эвтекгоидного состава) называются доэвтектоидными, а справа от нее - заэвтектоидньми.

№5

Наиболее распространённым методом получения аморфных металлов является быстрое охлаждение. При медленной кристаллизации атомы вещества имеют время на то, чтобы занять термодинамически наиболее выгодное положение. Если же вещество охлаждать очень быстро, атомы вынуждены оставаться на месте, формируя аморфное (стеклообразное) состояние.

Металлические стёкла получают при скорости охлаждения на 10⁵ К/с (и до миллионов градусов в секунду). Для этого используют вакуум и криогенные температуры; пары металла наносят на переохлажденную металлическую пластинку в специальной камере, при условии высокой скорости охлаждения на ней образуется тонкий слой аморфного металла.

Аморфная структура характеризуется отсутствием дальнего порядка в расположении атомов, благодаря чему в ней нет кристаллической анизотропии, отсутствуют границы блоков, зерен и другие дефекты структуры, типичные для поликристаллических сплавов.

Следствием такой аморфной структуры являются необычные магнитные, механические, электрические свойства и коррозионная стойкость аморфных металлических сплавов. Наряду с высокой магнитной мягкостью (уровень электромагнитных потерь в аморфных сплавах с высокой магнитной индукцией существенно ниже, чем во всех известных кристаллических сплавах), эти материалы проявляют исключительно высокую твердость и прочность при растяжении, в ряде случаев имеют близкий к нулю коэффициент теплового расширения, а удельное электросопротивление в 3-4 раза выше, для железа и его сплавов. Некоторые из аморфных сплавов характеризуются высокой коррозионной стойкостью.

Билет №19 (плюс к этому смотри в конце №4)

Сплавы, у которых диаграмма состояния имеет только линии ликвидуса и солидуса, могут подвергаться лишь некоторым видам термической обработки. Сплавы, у которых на диаграмме состояния ниже линии солидуса расположены другие линии, претерпевают вторичную кристаллизацию и, следовательно, могут более широко подвергаться термической обработке. Пользуясь диаграммами состояния, устанавливают режимы термической обработки материалов.

На примере:

2.1 Диаграмма состояния сплава Cu-Be и ее характеристика.

1

2

B

A

C

D

E

F

G

H

K

L

N

S

Q

Y

R

U

2.3 Определение возможных видов структурной обработки.

Рассмотрим возможные для этого сплава виды обработок из классов: термической (ТО), деформационно-термической (ДТО) и химико-термической (ХТО) обработок.

2.3.1 ТО.

I) Отжиги I-го рода.

Все отжиги первого рода основаны на структурных превращениях в металле и идут вне зависимости от того, протекает ли в сплаве при обработке фазовые превращения, а следовательно потенциально возможны во всех металлах. Отжиги I рода бывают:

1. гомогенизирующие — подвергаются слитки и заготовки с целью снижения дендритной или внутрикристаллитной ликвации, которая повышает склонность сплава, обрабатываемого давлением, к хрупкому излому, к анизотропии свойств и возникновению таких дефектов, как шиферность (слоистый излом) и флокены (тонкие внутренние трещины, наблюдаемые в изломе в виде белых овальных пятен);

2. рекристаллизационные — подвергаются холоднодеформированные заготовки и детали с целью: частичного сохранения наклепа (неполный рекристаллизационный отжиг), сохранения деформационной или создания собственной текстуры (текстурный рекристаллизационный отжиг), устранения текстуры, получения структурной сверх пластичности (многократная комбинация деформации и рекристаллизационного отжига), получения зерен требуемого размера и монокристаллов (градиентный рекристаллизационный отжиг), снятия наклепа и перевода неравноосных после деформации зерен в более устойчивую, с термодинамической точки зрения, равноосную форму;

3. для снятия остаточных напряжений — подвергаются заготовки и детали, в которых в процессе предыдущих технологических операций, из-за неравномерного охлаждения, неоднородной пластической деформации и т.п. возникли остаточные напряжения (остаточные напряжения могут сниматься и при других видах отжигов).

Исходя из вышесказанного, можно сделать вывод — наш сплав может быть подвергнут любому из вышеприведенных видов отжигов I рода в случае, если исходные параметры состояния заготовки или детали, изготовленных из данного сплава, удовлетворяют условиям проведения соответствующей обработки, т.е.: для гомогенизирующего отжига исходная структура — литая, с выраженной дендритной ликвацией; для рекристаллизационного — холоднодеформированная, с большими степенями деформации; для снятия остаточных напряжений — наличие высоких остаточных напряжений, нежелательных при последующей обработке (в случае отсутствия других технологических операций в этой части технологической цепи, одним из эффектов которых является снятие остаточных напряжений) или использовании.

II) Отжиги II-го рода.

Эти отжиги основаны на фазовых превращениях, происходящих в сплаве в твердом состоянии, поэтому вид возможных отжигов этого подкласса всецело зависит от вида фазовых превращений, происходящих в славе. Они должны обеспечивать фазовую перекристаллизацию сплава.

В зависимости от типа фазовых превращений в данном сплаве могут быть проведены:

1. гетерогенизирующий отжиг — применяется в случае наличия в сплаве процесса выделения из матрицы другой фазы, вследствие изменения равновесной растворимости компонентов при понижении температуры. При этой обработке не происходит коренной ломки структуры по всему объему. Тип кристаллической решетки матричной фазы не меняется. Отжиг приводит к изменению концентрации компонентов в матричной фазе и к изменению количества, размера, а также формы частиц выделяющейся фазы.

2. отжиг с фазовой перекристаллизацией — возможен при наличии в сплаве полиморфного или эвтектоидного (включает полиморфное) превращения и приводит коренной перестройке структуры по всему объему сплава. Он используется для устранения текстуры и измельчения размера зерна.

Исходя из характеристик рассмотренных выше видов отжигов II-го рода, делаем вывод о возможности их применения к рассматриваемому нами сплаву, т.к. в нем присутствуют процессы как растворения-выделения, так и эвтектоидное.

III) Фазовые закалки.

Сущность фазовых закалок — перевод металла в метастабильное структурное состояние с использованием фазового превращения. Различают закалки с полиморфным превращением и без такового. Рассмотрим их:

1. с полиморфным превращением — применяется при наличии в сплаве такового или эвтектоидного, которое включает в себя полиморфное. В случае прохождения этих превращений только по бездиффузионному механизму называются закалкой на мартенсит, если же допускается наличие диффузионного, то — на бейнит.

2. без полиморфного превращения — применяется при наличии в сплаве таких фазовых превращений как: растворение-выделение, порядок-беспорядок, гомогенизация- спиноидальный распад; и называются по названию получаемого после закалки состояния.

Из рассмотренных выше видов фазовых закалок, для нашего сплава применимы закалки как с полиморфным превращением, т.к. в нашем сплаве имеется эвтектоидное фазовое превращение (ФП), так и без полиморфного превращения с использованием такого ФП, как растворение-выделение, которое присутствует в сплаве. Фазовая закалка с ФП растворение-выделение называется закалкой на пересыщенный твердый раствор.

IV) Структурные закалки.

К структурным закалкам относят:

1. вакансионную закалку — упрочнение сплава за счет фиксации большего количества вакансий, имеющееся при высоких температурах.

2. закалку для фиксации высокотемпературной морфологии сплава.

Эти виды закалок универсальны и могут быть применены к любому сплаву, поэтому подходят и для нашего.

V) Стабилизирующие обработки.

К стабилизирующим обработкам относят старение и отпуск. Применяются они обычно в тандеме с закалкой, т.к. в этом случае удается добиться наилучших результатов после обработки. Сущность этих видов обработки — распад метастабильного твердого раствора, с переходом сплава в более стабильное состояние, хотя обычно далекое от истинного равновесия. Процессы распада пересыщенного раствора в закаленном сплаве, так же как возврат и рекристаллизация, протекают самопроизвольно, с выделением тепла.

Для определения возможности проведения данных видов обработки, исходя из вышесказанного, следует заметить, что: старение применяется после закалки на пересыщенный твердый раствор, а отпуск — на мартенсит. Поэтому, т.к. эти два вида закалок возможны в данном сплаве, то и стабилизирующие обработки, следующие после них, так же возможны.

№5

билет № 20

№1

Направление в точке 2 1/2 ½ скорее всего 4 1 1

№5

В зависимости от степени переохлаждения аустенита различают три температурные области превращения: перлитную (переохлаждение до 500 °С), мартенситную (переохлаждение ниже М_н — для эвтектоидной стали ниже температуры 240 °С) и промежуточного (бейнитного) превращения (переохлаждение для эвтектоидной стали в интервале от 500 до 240 °С).

Рассмотрим структуры, образующиеся при диффузионном превращении аустенита.

При температуре 650–700 °С образуется собственно перлит. При перлитном превращении ведущей фазой является цементит. В результате образования пластинок цементита соседние участки аустенита обедняются углеродом, что в свою очередь приводит к образованию пластинок феррита.

При увеличения переохлаждения увеличивается количество зародышей новой фазы. Естественно, что с ростом числа чередующихся пластин феррита и цементита уменьшаются их размеры и расстояния между ними (рис. 8.6). Другими словами, с понижением температуры растет дисперсность продуктов превращения аустенита. Под степенью дисперсности понимают расстояние между соседними пластинками феррита и цементита.

Рис. 8.6. Схема феррито-цементитных структур: а) перлит; б) сорбит; в) троостит

При температуре 600–650 °С образуется сорбит, а при 550–600 °С — троостит.

Перлит, сорбит, троостит являются структурами одной природы — механической смесью феррита и цементита и отличаются друг от друга лишь степенью дисперсности. С увеличением степени дисперсности пластин цементита растут твердость и прочность стали. Наибольшую пластичность имеют стали с сорбитной структурой. Троостит, образующийся при более низкой температуре превращения, характеризуется меньшей пластичностью (меньшими d и y ). Перлит, сорбит и троостит называют перлитными структурами.

Перлитные структуры в зависимости от формы цементита могут быть пластинчатыми или зернистыми. Пластинчатые структуры образуются при превращении однородного (гомогенного) аустенита, а зернистые — неоднородного аустенита. В первом случае нагрев доэвтектоидных сталей должен производиться выше А_С3, а заэвтектоидных — выше А_cm. Соответственно для получения зернистых структур нагрев должен производиться ниже А_С3 (А_cm).

Таким образом, дисперсность перлитных структур определяется степенью переохлаждения, а форма цементита — гомогенностью исходного аустенита.

Так как в доэвтектондных и заэвтектоидных сталях, в отличие от эвтектоидных, в интервале температур А₁–А₃ сначала выделяются избыточные фазы — феррит (в доэвтектоидных сталях) или избыточный цементит (в заэвтектоидных сталях), то на диаграмме изотермического распада аустенита для этих сталей характерно появление дополнительной кривой, характеризующей начало выделения соответствующих избыточн ых фаз (рис. 8.7).

Рис. 8.7. Схемы диаграммы изотермического превращения переохлажденного аустенита: а) доэвтектоидная сталь; б) эвтектоидная сталь; в) заэвтектоидная сталь

Билет №21

№1

№5

Полный отжиг связан с фазовой перекристаллизацией и измельчением зерна. Сталь в равновесном состоянии содержит перлит и наиболее пластична. Назначение полного отжига – улучшение структуры стали для облегчения последующей обработки резанием, штамповкой или закалкой, получение мелкозернистой равновесной структуры в готовой детали.

Все методы, вызывающие измельчение зерна аустенита, - микролегирование ( V, Ti, Nb и др.), высокие скорости нагрева и др. - повышают конструкцион- ную прочность стали.

Билет № 22

№1

После закалки структура быстрорежущей стали состоит из высоколегированного мартенсита, содержащего 0,3-0,4% С, нерастворенных при нагреве избыточных карбидов и около 30% остаточного аустенита. Остаточный аустенит снижает твердость, режущие свойства стали, и его присутствие в структуре нежелательно.

При многократном отпуске из остаточного аустенита выделяются дисперсные карбиды, легированность аустенита уменьшается и он претерпевает мартенситное превращение. Обычно применяют трехкратный отпуск при 550-570 "С в течение 45-60 мин. Число отпусков может быть сокращено при обработке холодом после закалки, в результате которой уменьшается содержание остаточного аустенита.

№5

Вторичная кристаллизация при медленном охлаждении происходит в полном соответствии с диаграммой состояния характеризуется следующими этапами:

1) превращение аустенита в феррит;

2) выделение из аустенита мельчайших частиц цементита;

3) укрупнение частиц цементита, размеры которых меняются от долей микрона до нескольких микрон.

Реализация всех трех этапов вторичной кристаллизации приводит в соответствии с диаграммой состояния к образованию структурной составляющей - перлита.

Существенное значение для протекания вторичной кристаллизации имеют условия охлаждения. Незначительная степень переохлаждения или весьма медленное охлаждение обеспечивают получение равновесных структур. Чем больше степень переохлаждения аустенита или скорость его охлаждения, тем более неравновесна структура получаемой стали. Изменяя условия охлаждения, можно получить различные модификации перлита, а именно, сорбит, троостит или мартенсит, что существенно влияет на свойства сталей и сплавов.

Рис. 5.7. Диаграмма состояния сплавов, испытывающих фазовые превращения в твердом состоянии (а) и кривая охлаждения сплава (б)

Билет 23

№1

Следующий этап – охлаждение стали из аустенитной области до комнатной температуры – является определяющим при закалке. При охлаждении стали ниже температуры А₁ происходит обратное полиморфное превращение, т.е. решетка аустенита (ГЦК) перестраивается в решетку феррита (ОЦК) и при этом растворимость углерода уменьшается в 40 раз (с 0,8 до 0,02). Если охлаждение происходит медленно, то “лишний” углерод успевает выйти из решетки феррита и образовать цементит. В результате формируется структура феррито-цементитной смеси. Если же охлаждение производится быстро, то после полиморфного превращения углерод остается вследствие подавления диффузионных процессов в решетке ОЦК. Образуется пересыщенный твердый раствор углерода в  - железе, который называется МАРТЕНСИ-

ТОМ. Перенасыщенность мартенсита углеродом создает в его решетке большие внутренние напряжения, которые приводят к искажению ее формы и превращению из кубической в тетрагональную. Уровень внутренних напряжений оценивается степенью тетрагональности, т.е. отношением длины ребра с параллелепипеда к ребру а. Чем выше степень тетрагональности решетки мартенсита, тем выше его твердость. Степень тетрагональности, в свою очередь, будет зависеть от содержания углерода в стали.

Получить структуру мартенсита (или закалить сталь) можно только в том случае, если обеспечить скорость охлаждения больше или равную критической (V_кр) (рис 5.3),чтобы не успели пройти поцессы распада аустенита в верхнем районе температур.

 

№5

При охлаждении сплава до температуры 9, фазовых превращений в нем не происходит, но размеры решетки Fe_a уменьшаются. Поэтому при температуре, соответствующей точке 9, наступает предельная растворимость углерода в Fe_a (линия QP).

1. 

Рис. 43. Часть диаграммы Fe-Fe₃ С до 2,14 % С (стали) и кривые охлаждения сплавов

Билет № 24

№1

Сталь 20 – углерод 0,2%

Закаливание стали применяется для повышения её твёрдости. Мягкие малоуглеродистые стали (Ст.25) и "железо" (Ст.10; Ст.20) не калятся

Стали с малым содержанием углерода закалить на мартенсит очень трудно, так как начало и конец процесса образования мартенсита происходит в области высоких температур, соответствующих образованию других, более устойчивых структур (троостит, сорбит). Прокаливаемость обыкновенной углеродистой стали распространяется на 5...7 мм.

№5

Рис. 3. Диаграмма плавкости двойной системы эвтектического типа с ограниченными твердыми растворами. L, α и β - области существования жидкой фазы (расплав) и твердых растворов В в А и А в В соотв.; (L + α) и (L + β) - области сосуществования жидкой фазы и твердых растворов α и β соответственно; (α + β) - область сосуществования двух твердых растворов. Т_АЕТ_В и MEN - линии ликвидуса и солидуса соотвественно, E - эвтектическая точка.

Или

Кривая охлаждения сплава II и структуры этого сплава показаны на рис.

Выделение вторичных кристаллов из эвтектических составляющих обычно не обнаруживается при микроскопическом исследовании, так как вторичные выделения объединяются с такой же (одноименной) фазой эвтектики.

Несмотря на многообразие структурных составляющих окончательно охлажденный сплав содержит только две фазы α и β, и правило фаз, если его применить ниже линии DE покажет все количество α- и β-фаз независимо от того, в какой структурной форме они находятся.

правило фаз— ур-ние, связ. число степеней свободы (С) термодинамич. системы с числом компонентов (К) и числом равновес. фаз (Ф): С = К — Ф + 2. Если влиянием давл. на фаз. равновесие можно пренебречь, то п. ф. имеет вид: С = К — Ф + 1. П. ф. вывел Дж. Гиббс в 1876 г. Оно сыграло огромную роль в развитии учения о диаграммах состояния и в проверке правильности их построения

№ 4 (см билет 19)

ОСНОВНЫЕ ПОНЯТИЯ ТЕОРИИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ