1 .Металлы, простые вещества, обладающие в обычных условиях характерными свойствами: высокой электропроводностью и теплопроводностью, отрицательным температурным коэффициентом электропроводности, способностью хорошо отражать электромагнитные волны (блеск и непрозрачность), пластичностью.

Перечисленные выше характерные свойства М. обусловлены их электронным строением. Атомы М. легко отдают внешние (валентные) электроны. В кристаллической решётке М. не все электроны связаны со своими атомами. Некоторая их часть (~ 1 на атом) подвижна. Эти электроны могут более или менее свободно перемещаться по М. Существование свободных электронов (электронов проводимости) в М. объясняется зонной теорией. М. можно представить себе в виде остова из положительных ионов, погруженного в «электронный газ». Последний компенсирует силы электростатического отталкивания между положительными ионами и тем самым связывает их в твёрдое тело (металлическая связь).

2.М. главных подгрупп (подгруппы а) называют также непереходными. Эти М. характеризуются тем, что в их атомах происходит последовательное заполнение s- и р-электронных оболочек. В атомах М. побочных подгрупп (подгруппы б), называют переходными, происходит достраивание d- и f-оболочек, в соответствии с чем их делят на d-группу и две f-группы — лантаноиды и актиноиды.

3.См. 1

4. Кристаллические решётки некоторых соединений характеризуются менее плотной объёмноцентрированной укладкой с коэффициентов заполнения 68% (-железо,щелочные металлы, Mo, W, Cr, Nb, тантал).

5.

6.

7.

1)	x	y	z
	1	∞	∞
2)	1/1	1/∞	1/∞
	1	0	0

Направления: x[100],y[010],z[001]

8.

9. 1)Точечные дефекты – вакансии, дислоц. атомы, примесей, внедрения, замещения. Размеры дефектов в трёх измерениях одинаковы, соизмеримы с межатомными расстояниями.

2)Линейные дефекты. В 2-х измерениях. Размер соизм. С межат., и большой 3-ий разм. (дислокации: краевые, винтовые, смешанные).

3)Поверхностные дефекты. Меньше в одном измерении, больш. В 2-х других. (Границы зёрен, блоков, упаковки)

4) Объёмные (трещины).

, Е₀ – энергия образования вакансий

10.Точечные деф. – вакансии, межузельные атомы, атомы примеси. Вакансии и атомы замещения могут находиться в любых узлах решётки, причём атомы замещения занимают места атомов основного металла. Межузельный атом – собственный атом, втиснувшийся между атомами, которые расположены в узлах кристаллической реш. Снижение прочности.

11.

Рис. Краевая дислокация: а — обрыв атомной плоскости внутри кристалла; б — схема образования краевой дислокации.

Образование краевой Д. можно представить себе, если надрезать кристалл по части плоскости ABCD (рис. 1, б), сдвинуть нижнюю часть относительно верхней на одно межатомное расстояние b в направлении, перпендикулярном к АВ, а затем вновь соединить атомы на противоположных краях разреза. Оставшаяся лишняя полуплоскость обрывается вдоль краевой Д. АВ. Вектор b, величина которого равна межатомному расстоянию, называется вектором сдвига (вектор Бюргерса). Плоскость, проходящая через вектор сдвига и линию Д., называется плоскостью скольжения краевой Д.

К онтуром Бюргерса - замкнутый контур произвольной формы, построенный в реальном кристалле путём последовательного обхода дефекта от атома к атому в совершенной области кристалла.

12.См. 11

13.Винтовая дислокация: если направление сдвига b не перпендикулярно, а параллельно границе надреза АВ, то получается винтовая Д. (рис. 2, а). В отличие от краевой Д., у винтовой Д. плоскостью скольжения является любая кристаллографическая плоскость, проходящая через линию АВ. Кристалл с винтовой Д. уже не состоит из параллельных атомных плоскостей, скорее его можно рассматривать состоящим из одной атомной плоскости, закрученной в виде геликоида или винтовой лестницы без ступенек (рис. 2, б). На рис. 2а, показано расположение атомов выше (белые кружки) и ниже (чёрные кружки) плоскости скольжения в простой кубической решётке с винтовой Д. Если винтовая Д. выходит на внешнюю поверхность кристалла, то в точке выхода А (рис. 2, б) обрывается ступенька AD высотой в толщину одного атомного слоя.

Рис. 2а. Винтовая дислокация. Расположение атомов в плоскости скольжения винтовой дислокации.

Рис. 2. Винтовая дислокация: а — схема образования винтовой дислокации; б — расположение атомов в кристалле с винтовой дислокацией (атомы располагаются в вершинах кубиков).

14. Перемещение Д. в плоскости скольжения называется скольжением. В результате скольжения одной Д. через кристалл происходит пластический сдвиг на одно межатомное расстояние b (рис.). При перемещении Д. в плоскости скольжения в каждый данный момент разрываются и пересоединяются связи не между всеми атомами на плоскости скольжения (рис., а), а только между теми атомами, которые находятся у оси Д. (рис., б). Поэтому скольжение Д. происходит при сравнительно малых внешних напряжениях. Эти напряжения на несколько порядков ниже, чем напряжение, при котором может пластически деформироваться совершенный кристалл без Д.

Перемещение дислокации в плоскости скольжения сопровождается разрывом и пересоединением межатомных связей. В кристалле без дислокаций сдвиг в плоскости скольжения требует одновременного разрыва всех межатомных связей.

Перемещение краевой или смешанной Д. в направлении, перпендикулярном к плоскости скольжения, называется переползанием (восхождением). Оно осуществляется путём диффузии атомов (или встречного движения вакансий) из кристалла к краю полуплоскости, образующему Д. (рис.).

15.См.13

16.См.13

17.См.14

18.Суммарную длину дислокаций в единице объёма наз. плотностью дислокаций ρ_v, [см/см³], моно – 10⁵-10⁶, поли – 10⁷-10⁸

В образце при известном увеличении N подсчитать число ямок травления на единице площади шлифа. Плотность ямок(см²): , где т – число ямок на площади S. Для случая равновероятного расположения линий дислокаций в любых направлениях ρ_v=2Р_А

19.Во-первых, Д. перемещается на один период решётки вправо в результате передвижений атомов только внутри области несовершенства. Во-вторых, дислокация перемещается на один период решётки вследствие передвижения атомов внутри ядра дислокации всего лишь на доли периода решётки. В-третьих, в области ядра винтовой дислокации атомы смещаются в направлении действующих на них сил, а сама дислокация перемещается перпендикулярно этому направлению.

20. Винтовая дислокация может переходить из одной атомной плоскости в другую без переноса массы – скольжением. Если на пути движения В.Д. в плоскости Р встречается какой-то барьер, то Д. начинает скользить в другой атомной плоскости R, находящейся под углом к Р. Этот процесс наз. поперечным скольжением. Пройдя некоторый путь в плоскости поперечного скольжения и удалившись от барьера, В.Д. может перейти в ат. плоск. S, параллельную Р. Этот проц. наз. двойным поперечным скольжением. Многократное его повторение – множественным поперечным скольжением.

21.См.11 Повышается энергия U,A (A=U-TS)

Е_д=αGb², G – модуль сдвига, b – Бюргерса вектор, α=0,5÷1,0

22.

23.

а и б — отталкивающиеся и притягивающиеся дислокации; в, г — аннигиляция притягивающихся дислокаций.

24.К.Д.- касательные напряжения см.14 (→) ; В.Д.- см.20 (↓↑) x-смещение

25.Нарастание атомного слоя на кристалле. В чередовании плотноупакованных слоёв возможны отступления от того порядка, кот. свойств. ГП и ГЦК решёткам. Прослойку с нарушенным чередованием плотноупакованных слоёв называют дефектом упаковки.

26. ------------ГЦК

| |

ABCA BCABC

ABCA CABCA

27.Поверхностные, в частном случае плоские, дефекты малы только в одном измерении. Границы зёрен, субзёрен и двойников, дефекты упаковки, границы доменов в сверхструктуре. Граница зёрен, субзёрен – поверхность, по обе стороны от которой кристаллические решётки различаются пространственной ориентацией.

28.Если ось вращения плоскости границы, то мы имеем дело с границей кручения.(рис. а). Если ось вращения лежит в плоскости границы зёрен – границей наклона.(рис. б).

а б

29.Угол разориентировки θ, расстояние между дислокациями D. Для симметричных границ b/2=Dsinθ/2. При малых углах D=b/θ.

30.Х.П.Д.- деформация при Т<0,4Т_пл

Пластическая Д. металла происходит путём сдвига отдельных частей зёрен друг относительно друга. Сдвиг осуществляется по определённым плоскостям сдвига, и вдоль направлений сдвига. Плоскости сдвига – наиболее плотноупакованные плоскости кристаллич. реш., а направления сдвига – наиболее плотноуп. атомные ряды. Сдвиг в зерне осуществляется путём скольжения дислокаций по плоскостям сдвига. Увеличение плотности и неоднор. распр. дислок. затрудняет их дальнейшее перемещение. Из-за этого для продолжения П.Д. необходимо увеличивать внешнюю силу. Это означает, что металл во время деформации упрочняется.

31. Упрочнение.

32.При малых ε(~10%) форма зёрен не изменяется: они остаются равноосными. Протекание сдвиговой Д. обнаруживается по следам Д.: полосам сдвига и двойникам Д. Полосы сдвига – прямые или искривлённые штрихи. Двойник Д.- пластина, крист. реш. повёрнута опр. обр. относит. зерна.

Феррит. Чёрн.тчк.-поры. Равноосные зёрна	Феррит. Двойниковые пластины	Нарастание количества плотности расположения следов деформации в зёрнах. Полосчатый рельеф	Нарастание количества и плотности расположения следов деформации

33.Первичная рекристаллизация - в деформированном материале образуются новые неискажённые кристаллиты, которые растут, поглощая зёрна, искажённые деформацией.

3 4. Резкое понижение твёрдости.

		СР
Начало первичной рекристаллизации в техническом железе	Завершение первичной рекристаллизации	Нормальный рост зерна. Уменьшение удельной протяжённости границ зёрен δv, уменьшение суммарной энергии этих поверхностей

35.Скольжение в определённой плоскости начинается тогда, когда касательное напряжение в ней достигает некоторой критической величины, называемой критическим скалывающим напряжением. (Cм.24)(x=b/4)

Теоретическое значение КСН для пластической Д. с одновременным смещением всех атомов одного слоя отн. другого на 3-4 порядка выше эксперимент. знач. Следовательно, представление об одновременном смещении всех атомов одного слоя по отношению к атомам соседнего слоя кристалла противоречит очень низким опытным знач. Чтобы объяснить низкое знач. КСН, предположили, что при «сдвиге» соседних слоёв межатомные силы преодолеваются не одновременно. В каждый момент вр. в смещении участв. не все атомы, а лишь небольшая группа. Вводится понятие дислокации.

36.При возврате происходит перераспределение дислокаций внутри деформированных кристаллитов, при котором средняя плотность дислокаций уменьшается вследствие их аннигиляции. Последнее приводит к уменьшению внутренних упругих напряжений и разупрочнению металла.

37. Рекристаллизация собирательная — неискажённые зёрна растут за счёт друг друга, вследствие чего средняя величина зерна увеличивается. Уменьшение суммарной поверхности границ, зернограничной энергии.

Крит. деф.- зарождение макротрещины на материале, как первая стадия усталостного разрушения.

1)Гиббса Фаз правило, закон фаз, соотношение термодинамики, согласно которому для любой равновесной системы сумма числа фаз  и вариантности v равна числу компонентов k, увеличенному на число параметров n, определяющих равновесное состояние системы:  + v = k + n. При этом параметры состояния – температура Т, давление р, напряжённости электрического и магнитного полей и др. – должны быть одинаковыми во всех фазах. Если состояние системы может изменяться лишь под действием Т и р, причём размеры фаз таковы, что можно пренебречь величиной их поверхностной энергии, то Ф. п. принимает вид:

  v = k + 2-.

  Для конденсированных систем (например, сплавов металлов), где р либо постоянно, либо изменяется так незначительно, что не влияет на состояние равновесия, Ф. п. принимает вид: v = k + 1 – ; при переменном р и постоянном Т его вид тот же. Если состав сосуществующих фаз одинаков, как в максимумах и минимумах диаграмм состав – давление пара, а также диаграмм состав – температура кристаллизации, система ведёт себя как однокомпонентная, т. е. для неё v = 3 –  (при переменных р и Т) или v = 2 –  (при постоянном р или Т). Наконец, когда в системе образуется химическое соединение, то k равно разности между числом химически индивидуальных в еществ и числом независимых реакций.

2)Перитектическое превращение описывается реакцией α+расплав↔β, которая протекает при постоянной температуре и состоит во взаимодействии кристаллов ранее выделившегося α-раствора с жидкостью состава Р и образовании нового, твёрдого раствора β состава F

3)Состав 1 – чистый компонент А. При охлаждении расплава температура монотонно уменьшается до Т₁. Здесь температура остаётся некоторое время постоянной и равной температуре плавления компонента А(Т₁). Это объясняется тем, что при кристаллизации освобождается теплота плавления.

Состав 2 – расплав содержит компоненты А и В. При охлаждении до температуры Т₂ достигается насыщение и начинают выделяться кристаллы чистого А. Процесс охлаждения замедляется, т.к. освобождается теплота плавления. Расплав становится более концентрированным относительно компонента В. При Т_Е С(В) настолько ↑, что расплав становится насыщенным и этим компонентом. Следовательно, находится в равновесии одновременно с кристаллами А и В. Такой расплав затвердевает целиком без изменения состава и при Т=const. Ниже Т_Е жидкость полностью исчезает и существует лишь смесь двух твёрдых фаз А и В. Под микроскопом в полностью затвердевшем сплаве можно увидеть крупные кристаллы А, кот. выделились из расплава во время его охлаждения от Т₂ до Т_Е. Они находятся в массе, представляющей тесную смесь мелких кристалликов А и В, наз. эвтектикой.

Состав 3 – выделение кристаллов А начинается при более низкой Т, из-за увеличения С(В).

Состав 4 – эвтектический, кристаллизуется при температуре Т_Е. Эвтектическая точка отвечает равновесию трёх фаз – одной жидкой и двух твёрдых (Ф=2), которое изображается уравнением: Расплав (состава 4)↔А_т+В_т. Вследствие одновременной кристаллизации А и В эвтектическая смесь состоит из мелких, тесно перемешанных кристалликов обоих компонентов.

Состав 5 – при охлаждении этого расплава до Т₅ начинается кристаллизация чистого В. По мере его выделения происходит дальнейшее понижение температуры, а остающаяся жидкость обогащается А. При температуре Т_Е концентрация расплава соответствует точке Е, и происходит кристаллизация эвтектики.

Состав 6 – чистый компонент В. Кристаллизация при Т₆.

4) К Ф. п. 1 рода относятся: испарение и конденсация, плавление и затвердевание, сублимация и конденсация в твёрдую фазу, некоторые структурные переходы в твёрдых телах, например образование мартенсита в сплаве железо – углерод. Для Ф. п. 1 рода характерно существование области метастабильного равновесия вблизи кривой Ф. п. 1 рода (например, жидкость можно нагреть до температуры выше точки кипения или переохладить ниже точки замерзания).

Примеры Ф. п. II рода – появление (ниже определённой в каждом случае температуры) магнитного момента у магнетика при переходе парамагнетик – ферромагнетик, , возникновение сверхпроводимости в металлах и сплавах, возникновение сверхтекучести в ³He и ⁴He, упорядочение сплавов, и т.д.

5) Полиморфные превращения Ж. с. связаны с перестройками гранецентрированной кубической (ГЦК) решётки -Fe и объёмноцентрированной решётки (ОЦК) - и -Fe

  В зависимости от условий охлаждения и нагревания полиморфные превращения твёрдых растворов происходят разными путями. При небольших переохлаждениях (и перегревах) имеет место т. н. нормальная перестройка решёток железа, осуществляющаяся в результате неупорядоченных индивидуальных переходов атомов от исходной фазы к образующейся; она сопровождается диффузионным перераспределением углерода между фазами. При больших скоростях охлаждения или нагревания полиморфные превращения твёрдых растворов происходят бездиффузионным (мартенситным) путём. Решётка железа перестраивается быстрым сдвиговым механизмом в результате упорядоченных коллективных смещений атомов без диффузионного перераспределения углерода между фазами. Например, при закалке Ж. с. в воде - раствор переходит в - раствор того же состава. Этот пересыщенный углеродом - раствор называют мартенситом (рис. е). Превращения при промежуточных условиях могут совмещать в себе сдвиговую перестройку решётки железа с диффузионным перераспределением углерода (бейнитное превращение). Формирующиеся при этом структуры существенно различны. В первом случае образуются равноосные с малым числом дефектов кристаллы твёрдого раствора (рис. а). Во втором и третьем — игольчатые и пластинчатые кристаллы (рис. е) с многочисленными двойниками и линиями скольжения. Структура Ж. с. изменяется также и в связи с изменением растворимости углерода в - и -железе при охлаждении и нагревании. При охлаждении растворы пересыщаются углеродом и выделяются кристаллы высокоуглеродистых фаз (цементита и графита). При нагревании имеющиеся высокоуглеродистые фазы растворяются в - и -фазах.

Рис. а. Типичные структуры железоуглеродистых сплавов. Сталь с 0,15% С: зёрна феррита (светлые) и участки перлита (тёмные). Увеличено в 150 раз.

Рис. е. Типичные структуры железоуглеродистых сплавов. Сталь с 0,85% С (пластины мартенсита и остаточный аустенит). Увеличено в 500 раз.

6)Точечными линиями на диаграммах отмечены точки Кюри, наблюдающиеся в Ж. с. в связи с магнитными превращениями феррита (768°С) и цементита (210°С).

7) Упорядочение сплавов приводит к изменению их физических и механических свойств, например к снижению пластичности.

8) Т. р. как замещения, так и внедрения могут быть либо неупорядоченными — со статистическим распределением атомов в решётке, либо частично или полностью упорядоченными — с определённым расположением атомов разного сорта относительно друг друга. Полностью упорядоченные Т. р. принято называть сверхструктурными. В некоторых случаях в Т. р. атомы одного сорта могут стремиться к объединению, образуя скопления, которые, в свою очередь, могут определённым образом ориентироваться или упорядоченно распределяться.

Примесные атомы или атомы легирующих элементов могут образовывать с матрицей основного кристалла либо Т. р. замещения, это зависит в основном от двух факторов: размерного и электрохимического. Известны два полуэмпирических правила Юм-Розери, согласно которым Т. р. замещения образуются лишь теми атомами, которые, во-первых, имеют близкие по размерам радиусы (отличающиеся не более чем на 15%, а в случае Т. р. на основе Fe — не более чем на 8%) и, во-вторых, электрохимически подобны (находятся не слишком далеко друг от друга в ряду напряжении). Образование подобных Т. р. типично для растворения в металлах таких неметаллов, как бор, кислород, азот и углерод (см., например, Аустенит, Мартенсит).

Упорядоченное размещение атомов углерода (в результате мартенситного сдвига) превращает объёмноцентрированную решётку -железа из кубической в тетрагональную.

9) Т. р. внедрения образуются в тех случаях, когда размеры атомов компонентов существенно отличаются друг от друга и возможно внедрение атомов одного сорта в пустоты (междоузлия) кристаллической решётки, образованной атомами другого сорта.

10) промежуточные состояниях гетерофазной структуры возникают в процессе превращения и затем могут достаточно долго сохраняться, если изменение внешних условий «замораживает» превращение. Примером такой неравновесной гетерофазной структуры служат поликристаллы, размер зёрен которых определяется скоростью зарождения и роста зёрен в процессе кристаллизации. Вследствие упругого взаимодействия между фазами часто образуются многофазные метастабильные состояния, характеризующиеся регулярным пространственным расположением фаз.

11) Эвтектоид , эвтектика, образующаяся при охлаждении твёрдого раствора. На диаграмме состояния равновесию твердого раствора с выделяющимися из него фазами, число которых равно числу компонентов, отвечает эвтектоидная точка, аналогичная эвтектической точке при кристаллизации жидкого раствора. Пример Э. — перлит в стали.

12)

1)Термическую обработку, приводящую к получению мартенсита, наз. закалкой с полиморфным превращением.

Цель З. стали — получение полностью мартенситной структуры (без продуктов распада аустенита), т. е. подавление при быстром охлаждении распада аустенита и сохранение его вплоть до температур, при которых начинается мартенситное превращение. Минимальная скорость охлаждения, достаточная для предотвращения распада аустенита, носит название критической скорости З. стали.

2) Выделенные на кривой точки показывают пример определения условного начала и конца превращения аустенита (5 и 95 % соответственно), а также середины (50%) превращения при произвольной Т.

3) Перлитное превращение начинается после некоторой выдержки и при достаточном времени завершается полным распадом А. Ниже определенной температуры (Мн), зависящей от содержания углерода (для стали с 0,8% углерода около 240°C), происходит мартенситное превращение А.

При перлитном превращении легированного А. во многих случаях образуется смесь феррита и специальных карбидов.

  Легирующие элементы, за исключением кобальта, увеличивают продолжительность инкубационного периода перлитного превращения.

4) Мартенситное превращение, полиморфное превращение (см. Полиморфизм), при котором изменение взаимного расположения составляющих кристалл атомов (или молекул) происходит путём их упорядоченного перемещения, причём относительные смещения соседних атомов малы по сравнению с междуатомным расстоянием. В результате деформации решётки при этом превращении (так называемого кооперативного сдвига) на поверхности металла появляется рельеф; в объёме же возникают внутренние напряжения и происходит пластическая деформация, которые и ограничивают рост кристалла.

5) Мартенсит, структура кристаллических твёрдых тел, возникающая в результате сдвигового бездиффузионного полиморфного превращения при охлаждении. Назван по имени немецкого металловеда А. Мартенса (1850—1914).

  М. в стали — пересыщенный раствор Fe—C, получающийся при закалке из аустенита. Упорядоченное размещение атомов углерода (в результате мартенситного сдвига) превращает объёмноцентрированную решётку -железа из кубической в тетрагональную. Её искажения около внедрённых атомов вызывают упрочнение. Тетрагональность и упрочнение растут с концентрацией углерода (твёрдость — до 1000 HV). Углеродистый М. — основная структурная составляющая большинства высокопрочных сталей. Углерод — важнейший фактор прочности М. в стали.

6) В интервале температур 550°С — М_н происходит промежуточное (бейнитное) превращение А. Это превращение, как и перлитное, начинается после инкубационного периода и может быть подавлено быстрым охлаждением; оно, как и мартенситное, прекращается при постоянной температуре (некоторая часть А. сохраняется непревращённой) и сопровождается образованием характерного рельефа на поверхности шлифа. При промежуточном превращении упорядоченные перемещения металлических атомов сочетаются с диффузионным перераспределением атомов углерода в А. В результате образуется феррито-цементитная смесь, а часто и остаточный А. с измененным по сравнению со средним содержанием углерода. Цементит при промежуточном превращении может выделяться как из А. непосредственно, так и из пересыщенного углеродом феррита.

Бейнит состоит из смеси частиц пересыщенного углеродом феррита и карбида железа.

7) Различают первое (100—150° С), второе (250—300° С) и третье (325—400° С) превращения.

Первое и третье превращения связаны с распадом мартенсита, а второе — остаточного аустенита. Распад мартенсита в процессе О. при 100—150° С имеет двухфазный характер; наряду с твёрдым раствором исходной концентрации появляется раствор, содержащий 0,25—0,3% углерода. При О. в интервале температур до 200—300° С из твёрдого раствора выделяется низкотемпературный карбид железа, а при более высоких температурах — цементит. Традиционная классификация превращений при О. имеет относительную ценность. В низкоуглеродистых сталях (до 0,2% углерода) отсутствует первое превращение. Легирование Cr, Mo, W, V, Со, Si сдвигает второе превращение при О. к более высоким температурам. В сталях, легированных Mo, W, V, при О. в интервале температур 450—550° С наблюдается выделение частиц карбидов этих элементов в дисперсной форме, что вызывает так называемое вторичное твердение. В конечном счёте высокий О. приводит к превращению структуры стали в феррито-карбидную смесь.

Основное назначение О.— достижение необходимых свойств стали, в особенности оптимального сочетания прочности, пластичности и ударной вязкости.

С повышением температуры О. твёрдость и прочность понижаются, пластичность и ударная вязкость повышаются; понижается критическая температура хладноломкости (Т_кр). При О. до 300° С повышается сопротивление малым пластическим деформациям. При О. в интервалах температур 300—400° С и 500—600° С, особенно в легированных сталях, наблюдается падение ударной вязкости и повышение Т_кр — явления необратимой и обратимой отпускной хрупкости. Быстрое охлаждение после О. при 600—650° С и легирование Mo, W подавляют обратимую хрупкость. Низкий О. (120—250° С) главным образом уменьшает склонность к хрупкому разрушению.

8-14)

У7 (0,7%)		М	Ф+П	ПОЛНАЯ РЕЗКАЯ
У13Г (1,3%)		Миголки,Аост	Ц+П	ПОЛНАЯ РЕЗКАЯ
Ст45 (0,45%)		М+Ф		НЕПОЛНАЯ РЕЗКАЯ
СтУ12 (1,2%)		М+Ц2	Ц+П	НЕПОЛНАЯ РЕЗКАЯ
У6 (0,6%)		М+П	Ф+П	ПОЛНАЯ НЕРЕЗКАЯ
У7 (0,7%)		С		ОТПУСК
		Тчёрный+А		ПОЛНАЯ РЕЗКАЯ

При отпуске закалённой стали в первую очередь (при 100-200°С) из М выделяется С в виде мелких частиц метастабильного ε-карбида.

Повышение температуры отпуска до 200-300°С приводит к распаду А_ост на мартенсит отпуска и ε-карбид.

При отпуске 300-450°С распад М заканчивается: мартенсит отпуска переходит в Ф и Ц. ε-карбид превращается в Ц, в Ф начинаются процессы возврата.

При отпуске 450-650°С активно происходит округление пластин Ц и укрупнение, в Ф рост субзёрен. Видны зернистые выделения Ц на фоне Ф.

С.С.300-650: троостит и сорбит отпуска. Ф.С.:Ф,Ц.

15) Если равновесная концентрация твёрдого раствора существенно изменяется при изменении температуры, то при охлаждении происходит выделение из него избытка одного из компонентов. Цель З. в этом случае — фиксирование пересыщенного твёрдого раствора при низкой, например комнатной, температуре.

Сплав со структурой, возникающей при З. и старении, обладает высокими прочностными свойствами.

16) Старение металлов, изменение механических, физических и химических свойств металлов и сплавов, обусловленное термодинамической неравновесностью исходного состояния и постепенным приближением структуры к равновесному состоянию в условиях достаточной диффузной подвижности атомов.

17) Легирующие элементы могут существенно понизить скорость распада твёрдых растворов, а в сталях — скорость распада аустенита, распада мартенсита при отпуске, коагуляции карбидов из-за понижения скорости диффузии атомов.

18)Co,Mn,Ni

19)W,V,Cr,Nb,Zr,Ti,Cu

20)

21)Элементы, расширяющие γ-область, понижают критические точки А₁ и А₂, замыкающие – их повышают. Сдвигают точку S в сторону меньшего содержания углерода. Некоторые сдвигают Е.

22) Ферритный класс: нет α→γ до Т плпвл. Ф_легир+К₃

Аустенитный класс: нат превр. А, А_легир+К₂

Перлитный класс: при нагреве и охлаждении протекает α↔γ превращение и (или) эвтектоидное превращение. Ф+П(доэвт.), П(эвт.), П+К₂(заэвт.)

Ледебуритный класс: α↔γ, Л+А или Т, М, после ковки и отжига П+К_Е,2

23)См.22

Л.К.:Р18

24)А.К.:Х12М,4Х18Н9Т Ф.К.:Х17

25)вторичные, третичные, эвтектические

26)См.22

40Х, 37ХН3А

27)Высокая электро- и теплопроводность, повышенная коррозийная стойкость, высокая пластичность при холодной и горячей деформации.

Примесь Bi (полосы) в Cu	Примесь Pb в Cu (эвтектика)	Примесь Pb в Cu (включения)	Cu+Cu2O Cu Эвтектика α-Cu2O в Cu	Cu+Cu2O Cтроение эвтектики α+Cu2O в Cu

Латуни

α-латунь	рекрист. и деформир. α-латунь	двухфазная α+β-латунь бел. чёрн.	рекрист. α+β-латунь бел. чёрн.	β-латунь бел	латунь ЛАЖМЦ-66-6-3-2		латунь ЛАЖМЦ-66-6-3-2

Латунь используются также в общем машиностроении, приборостроении, теплотехнике и многих др. отраслях промышленности.

оловянистая бронза α-фаза α+β-эвтектоид	отожжённая бронза α-фаза	двухфазная бронза α-фаза α+δ-эвтектоид	бронза БрА5 β-фаза

БрА5 в отожжённом после деформ. сост. α-фаза	Двухфазная БрА10 α-фаза (бел) α+γ-эвтектоид	БрАЖ9-4 α+γ-эвтектоид α-фаза чатично из β	БрСН60-2,5 α-фаза (бел) Pb

28) Дуралюмин, дюралюминий, дюраль, собирательное название группы сплавов на основе алюминия с добавками 3—5% Cu, 0,4—2,4% Mg и 0,3—1% Mn. Из Д. методом полунепрерывного литья отливают слитки, которые подвергают обработке давлением (прокатке, прессованию и т.п.) для получения плит, листов, профилей, труб, проволоки для заклёпок, поковок и др. полуфабрикатов.

В электротехнике Алюминий успешно заменяет медь, особенно в производстве массивных проводников, например в воздушных линиях, высоковольтных кабелях, шинах распределительных устройств, трансформаторах. В алюминиевых резервуарах большой ёмкости хранят и транспортируют жидкие газы (метан, кислород, водород и т. д.), азотную и уксусную кислоты, чистую воду, перекись водорода и пищевые масла. А. широко применяют в оборудовании и аппаратах пищевой промышленности, для упаковки пищевых продуктов (в виде фольги), для производства разного рода бытовых изделий. Резко возросло потребление А. для отделки зданий, архитектурных, транспортных и спортивных сооружений. А. используют в производстве взрывчатых веществ (аммонал, алюмотол). Широко применяют различные соединения А.

29) Силумин (от лат. Silicium — кремний и Aluminium — алюминий), общее название группы литейных сплавов на основе алюминия, содержащих кремний (4—13%, в некоторых марках до 23%). В зависимости от желательного сочетания технологических и эксплуатационных свойств С. легируют Cu, Mn, Mg, иногда Zn, Ti, Be и другими металлами. С. обладают высокими литейными и достаточно высокими механическими свойствами, уступая, однако, по механическим свойствам литейным сплавам на основе системы Al — Cu. К достоинствам С. относится их повышенная коррозионная стойкость во влажной и морской атмосферах. С. применяются при изготовлении деталей сложной конфигурации, главным образом в авто- и авиастроении.

Важнейшие литейные А.с. содержат свыше 4,5% Si (т. н. силумины). Введение гомеопатических (сотые доли процента) доз Na позволяет модифицировать структуру доэвтектических и эвтектических силуминов: вместо грубых хрупких кристаллов Si появляются кристаллы сфероидальной формы и пластичность сплава существенно возрастает.Силумины охватывают двойные сплавы системы Al—Si (АЛ2) и сплавы на основе более сложных систем: Al—Si—Mg (АЛ9), Al—Si—Си (АЛЗ, АЛ6); Al—Si—Mg—Си (АЛ5, АЛ10).Сплавы этой группы характеризуются хорошими литейными свойствами.

---------------------------------------

Дополнение

Сплавы железа и углерода.

Диаграмма железо-цементит.

Диаграмма Fe-Fe₃C является частью диаграммы железо-углерод.

Общие принципы построения диаграммы.

В основе всех превращений лежат следующие явления:

1) Наличие у железа нескольких вариантов кристаллической решетки (аллотропические модификации). Для чистого железа существуют диапазоны:

Изменение типа решетки приводит к существенному изменению физических свойств. В дальнейшем высокотемпературная область Fe_ рассматриваться не будет, так как не представляет интереса. Будем считать, что от 911° C до 1539° C – область Fe_.

2) Различная растворимость углерода в кристаллической решетке железа в зависимости от типа решетки и температуры.

3) Образование химического соединения с собственной кристаллической решеткой. Это соединение нерастворимо в железе и практически не растворяет углерод.

Обозначения на диаграмме.

А – аустенит – ограниченный твердый раствор внедрения углерода в кристаллической решетке Fe_. Тип решетки – ГЦК. Максимальная растворимость углерода – 2,14% при температуре 1147° C (точка Е на диаграмме). Устойчива от температуры плавления сплавов до t_min = 727° C. Особенность: с понижением температуры устойчивость А обеспечивается во все более сужающемся диапазоне растворимости углерода. При температуре t_min = 727° C А устойчив только при определенном содержании углерода (0,8%) – точка S. При падении температуры ниже 727° C А распадается и переходит в П.

П – перлит – эвтектоидная механическая смесь феррита и цементита. Содержание углерода – 0,8% .Образуется в результате перераспределения углерода в А при t < 727° C. Строение: слоистая структура из пластинок Ф и Ц.

Ф – феррит – ограниченный твердый раствор внедрения углерода в кристаллической решетке Fe_ОЦК-решетка; содержание углерода – меньше 0,006% при t=20° C. Из-за малого содержания углерода по свойствам Ф аналогична чистому железу.

Ц – цементит – химическое соединение Fe₃C – карбид (сложная кристаллическая решетка). С = 6,67%. Ц – самая высокоуглеродсодержащая фаза. Это самый твердый и прочный из всех сплавов.

Л_А – ледебурит аустенитный – эвтектическая смесь фаз А и Ц. Образуется при температуре 1147° C (линия ECD).

Л_П – ледебурит перлитный – эвтектическая смесь фаз П и Ц. Образуется из Л_А при температуре <727° C в результате распада А.

Основные линии на диаграмме.

ACB – линия ликвидус.

AECD – линия солидус.

ECD – линия эвтектического превращения; С – точка эвтектики (ледебурит).

SE – линия предельной растворимости С в А; ниже линии С выделяется в виде Ц_II.

GS – нижняя граница устойчивости А; ниже линии часть кристаллов А теряет С и превращается в Ф, остальные кристаллы получают С и остаются устойчивыми.

PSK – линия эвтектического превращения; ниже линии А переходит в П.

PM – линия предельной растворимости С в Ф; избыточный углерод – в виде Ц_III

GP – верхняя граница ферритной области; для любой двухфазной области диаграммы применимо правило отрезков.

Диаграмма делится на области по содержанию углерода: 0–2,14% – сталь (0–0,8% – доэвтектоидная сталь, 0,8–2,14% – заэвтектоидная сталь); 2,14–6,67% – чугун (2,14–4,3% – доэвтектический чугун, 4,3–6,67% – заэвтектический чугун).