met 122 Zavisimost-svoystv-materialov-ot-sostava-i-strukturi-uchebno-metodicheskoe-posobie-ITMO-2002

Министерство образования Российской Федерации
Санкт-Петербургский государственный институт точной механики и
оптики (технический университет)
А.О. Голубок, А.М. Карташов, С.Ю. Керпелева, А.А. Круглов,
О.А. Приходько
ЗАВИСИМОСТЬ СВОЙСТВ МАТЕРИАЛОВ
ОТ СОСТАВА И СТРУКТУРЫ
Учебно-методическое пособие
Санкт-Петербург
2002
SaveStud.Su
ПРЕДИСЛОВИЕ
В данном пособии представлен цикл лабораторных работ, в которых
исследуется влияние строения и химического состава материалов на их
свойства. Используемые при исследовании материалы являются не только
удачными учебными моделями, но и широко применяются в приборной
технике.
К выполнению лабораторных работ допускаются студенты, изучившие
правила техники безопасности при работе с электрическими установками.
В ходе подготовки к лабораторной работе каждый студент должен
понять цель работы, изучить ее содержание и основные физические
закономерности
исследуемых
явлений.
Результаты
экспериментов
представляются на проверку преподавателю.
Отчет по работе выполняется индивидуально на листах чертежной
бумаги 11 формата или в отдельной тетради. При защите оформленного
отчета студент должен показать твердые знания физических основ изучаемых
явлений и уметь объяснить полученные экспериментальные данные.
SaveStud.Su
ЛАБОРАТОРНАЯ РАБОТА № 1
УПРУГАЯ И ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ МАТЕРИАЛОВ
Часть 1. Модуль нормальной упругости материалов
Цель работы:
1) исследовать зависимость модуля нормальной упругости сплавов от
их состава;
2) исследовать влияние фазово-структурного состояния металлических
материалов на величину модуля нормальной упругости.
Содержание работы
К числу наиболее важных физико-механических свойств относится
жесткость, как способность материала сопротивляться упругому
деформированию. Характеристикой жесткости при растяжении-сжатии
является модуль нормальной упругости или модуль Юнга Е, принадлежащий
к упругим константам твердых тел. Знание Е необходимо для решения
многих инженерных задач, в первую очередь, при расчетах на жесткость и
прочность конструкций и упругих элементов.
Модуль упругости Е является коэффициентом пропорциональности в
законе Гука
σ = Е·ε,
где σ – нормальное напряжение
σ =F/S0,
где F –сила, действующая перпендикулярно площади S0 сечения
образца; ε - относительное удлинение
ε = ∆L/L0,
где ∆L – абсолютная упругая деформация (растяжения-сжатия) образца
длиной L0.
Рис. 1. Иллюстрация к закону Гука
SaveStud.Su
Известно, что величина модуля Е в первую очередь определяется
силами связи между частицами в кристаллической решетке твердого тела.
Это позволяет выразить модуль E через некоторые константы взаимодействия
частиц.
Рассмотрим цепочки атомов (рис. 2), связанных между собой силами f,
подчиняющимися общему закону взаимодействия (рис. 3).
N >> 1
Рис. 2. Цепочки атомов
В данном приближении не принимается во внимание взаимодействие
между атомными цепочками в кристалле и считается, что расстояние между
цепочками сохраняется неизменным.
Рис. 3. Общий закон взаимодействия частиц
Пусть к каждой цепочке, состоящей из N атомов одного вида (N >> 1)
приложена сила F. Под действием F межатомные расстояния увеличиваются
относительно положений равновесия r0 до значения r на некоторую величину
х = r - r0. При этом сила межатомного взаимодействия f будет стремиться
вернуть атомы в положение равновесия. Для малых x можно принять
f = - α·х,
где α - коэффициент жесткости одной межатомной связи в цепочке.
SaveStud.Su
Относительная упругая деформация цепочки составляет
ε = (x· (N -1)) / (r0· (N -1)) = x / r0.
Принимая во внимание условия равновесия сил f = - F, получаем
ε = F / (α· r0).
Перейдем от силы F к нормальному напряжению σ. Представим
напряжение как сумму сил F, действующих на отдельные цепочки,
ориентированные перпендикулярно площадке единичной площади. Число
2
таких цепочек равно k/r0 , где k – структурный коэффициент, значение
которого зависит от типа кристаллической решетки. Тогда
2.
σ = F·k / r0
В случае ОЦК структуры k=3, для ГЦК k=8, для простой кубической
решетки k=1 (в направлении ребер куба).
В результате получаем выражение для закона Гука:
σ = (α·k / r0) ·ε.
Отсюда следует, что модуль нормальной упругости Е равен
E= α·k / r0.
Данная формула выведена для случая, когда кристаллическое тело
состоит из атомов одного вида. Если же тело состоит из атомов различного
вида, например, А и В, то
Е = K/((nAA /αAA + nAB /αAB + nBB / αBB)·R0/N),
где K - среднее значение структурного коэффициента; nAA, nAB , nBB, число пар атомов; αAA, αAB, αBB – эффективные значения констант
межатомного взаимодействия в кристаллах; R0 – среднее межатомное
расстояние в цепочке; N – общее количество атомов в цепочке.
Последняя формула дает возможность оценивать модуль E в
зависимости от вида атомов, состава и строения сплава.
Например,
если
компоненты
(атомы
сплава)
образуют
неупорядоченный твердый раствор замещения, то в цепочке они
располагаются случайным образом, так что количество пар атомов nAA, nBB,
nАB определяется вероятностью их встречи в цепочке:
2
n =1/2·N ·Z·N / N=N·C ,
АА
A
A
A
где Z - число соседей атома в цепочке; CA= NA/ N – концентрация атомов
2
A; CA - вероятность встречи атомов A.
Аналогично можно показать, что
2
nBB=N· CB ,
nАB=2N· CА· CB.
SaveStud.Su
Путем подстановки получаем для неупорядоченного твердого раствора
2
2
Е = К / ((СA /αAA+ 2СA· СB / αAB+ СB / αBB) · R0).
Аналогично можно вывести концентрационную зависимость модуля Е в
упорядоченных твердых растворах, механических смесях, а также сплавах,
содержащих упорядоченную фазу (например, химическое соединение).
Константы αAA, αBB определяются значениями модулей упругости
компонентов сплавов и параметрами их кристаллических решеток. Значение
αAB в случае твердых растворов можно оценить, сопоставляя теоретические и
экспериментальные зависимости модуля Е от состава сплава.
Модуль Е является анизотропной характеристикой кристалла, то есть
зависит от направления в кристаллической решетке. В обычных
конструкционных материалах анизотропия может не проявиться, так как они,
как правило, являются поликристаллами и, следовательно, представляют
собой совокупность хаотически ориентированных зерен, что приводит к
усреднению Е во всех направлениях. Существенна зависимость модуля Е от
температуры, связанная, в первую очередь, с изменением межатомного
взаимодействия. На величину Е также влияет наличие в материале дефектов
кристаллической решетки, однако, это влияние относительно невелико.
Для экспериментального определения модуля используют две группы
методов: статические и динамические. Статические методы основаны на
применении закона Гука (рис.1).
В основу динамических методов положена зависимость собственной
частоты колебаний образца или скорости распространения упругих
колебаний в нем от констант упругости материала. Динамические методы
определения констант упругости обладают рядом преимуществ, главное из
которых заключается в более высокой точности.
В лабораторной работе экспериментальным путем определяется модуль
Е образцов различных систем сплавов (по заданию преподавателя).
Влияние структуры на изменение модуля Е исследуется на примере
образцов стали, один из которых имеет структуру после отжига (смесь
феррита и перлита), а второй - структуру после закалки (мартенсит) (см.
«Упрочняющая термическая обработка»).
Для определения модуля Е используется один из динамических
методов, состоящий в измерении резонансной частоты колебаний f образца,
зависящей от значения модуля Е материала. Для измерения f образец
подвергается вынужденным колебаниям, изменяя частоту которых находят
резонанс – резкое увеличение амплитуды колебаний образца при
приближении частоты вынужденных колебаний к частоте собственных
колебаний. Измеренная таким образом частота f подставляется в формулу
SaveStud.Su
3 2
4
Е=1,64·m·L ·f /d ,
где L – длина; d – диаметр; m – масса образца. В установке (рис. 4)
источником вынужденных колебаний является звуковой генератор 7,
вырабатывающий электрические сигналы синусоидальной формы. С
помощью датчика 6 эти сигналы преобразуются в механические колебания
образца 5, подвешенного на нитях 3. Колебания образца воспринимаются
приемником 2 и преобразуются в электрические импульсы, поступающие на
осциллограф 1. Частота колебаний определяется по шкале генератора или с
помощью частотомера 4.
Полученные результаты должны быть проанализированы на основе
изложенных представлений о физической природе влияния состава сплавов и
их структуры на модуль упругости.
Рис. 4 Установка для измерения модуля нормальной упругости
Оборудование
1. Осциллограф типа С1-56-Б.
Используемые возможности управления изображением сигнала:
1. регулировка положения луча - «смещение» и « <——>»;
2. регулировка чувствительности - «вольт/см» по вертикали;
3. развертка луча по горизонтали - «время /см»;
4. режим синхронизации - «внутренняя»;
5. регулировка неподвижности изображения сигнала - «уровень» и
“стабильность”.
6. Генератор сигналов низкочастотный типа ГЗ-109.
7. Используемые возможности управления выходным сигналом
генератора:
1. регулировка частоты – “Нz” и «множитель частоты»;
2. регулировка напряжения - 15 mV…15 V.
SaveStud.Su
1. Частотомер типа ЧЗ-33.
Настройка частотомера:
a) Род работы - « FA»;
a) «Внешний пуск» – выключить;
b) «Время измерения» - 1 сек.
c) Стойка, включающая датчик и приемник колебаний.
Порядок выполнения работы
1. Осторожно подвесить образец на нитях (номера образцов указаны на
торцах, нити должны располагаться вертикально на расстоянии ~ 5 мм от
торцов, для этого можно поворачивать головки приемника 2 и датчика 6).
2. Включить генератор. Установить напряжение генератора около 10
В.
3. Включить осциллограф. Произвести настройку осциллографа,
добиваясь появления на экране синусоидального сигнала.
4. Вращением регулятора “частота Нz” генератора добиться появления
резонанса, при котором наблюдается резкое увеличение сигнала по оси Y на
экране.
5. Произвести отсчет частоты f по шкале генератора с учетом
множителя и результат занести в соответствующую таблицу (частоту можно
измерить более точно с помощью частотомера).
6. Повторить измерения для всех образцов.
7. Произвести расчет значений модуля E, построить график
зависимости модуля E от состава исследованных сплавов.
№
обр
10
55
43
81
90
№
обр
Состав
сплава
Ti
Al
98
2
96
4
94
6
92
8
90
10
Состав
сплава
Cu
Ni
d,
мм
L,
мм
m,
кг
11,10
12,40
11,80
11,80
11,10
245,0
245,0
264,7
253,8
233,6
0,105
0,132
0,134
0,121
0,098
d,
мм
L,
мм
m,
кг
SaveStud.Su
Термооб f,
E,
работка Гц МПа
Отжиг
Отжиг
Отжиг
Отжиг
Отжиг
Термооб f,
E,
работка Гц МПа
51
52
53
54
55
1
2
100
75,7
49,8
25,3
0
0
24,3
50,2
74,7
100
Сталь 45
10,40
9,97
10,02
10,00
10,02
11,90
11,90
249,5
248,5
249,5
249,5
248,5
275,5
275,5
0,170
0,170
0,170
0,170
0,170
0,240
0,237
Отжиг
Отжиг
Отжиг
Отжиг
Отжиг
Отжиг
Закалка
Содержание отчета
1. Цель работы.
2. Схема установки.
3. Таблица.
4. График зависимости модуля Е от состава исследованных сплавов.
5. Расчет относительной погрешности определения Е для одного из
образцов.
6. Краткий анализ полученных результатов.
Контрольные вопросы
1. В чем заключается физический смысл модуля Е материалов?
2. Как влияет на величину Е изменение температуры?
3. Как влияет на величину Е изменение состава и структуры сплавов?
можно
объяснить
анизотропию
упругих
свойств
4. Чем
монокристаллов?
Литература
1. Сидорин И.И. Основы материаловедения. - М.: Машиностроение,
1976, гл.V, §I, гл. ХХIY, §2, 3
2. Фейнман Р. Фейнмановские лекции по физике. – М.: Мир, 1977, гл.
З8
3. Арзамасов Б.Н. Материаловедение. - М.: Машиностроение, 1986, гл.
4, 11
4. Солнцев Ю.П. и др. Материаловедение. – М.: «МИСИС», 1999
Часть 2. Деформационное упрочнение и рекристаллизация
SaveStud.Su
Цель работы: исследовать закономерности изменения прочностных
свойств металлических материалов при изменении их структуры в результате
пластического деформирования и последующего нагрева.
Содержание работы
Известно, что при деформировании многих металлических материалов
на фоне упругой, то есть обратимой деформации, появляется пластическая
деформация, являющаяся необратимой. Пластическая деформация,
происходящая при достаточно низких температурах, приводит к возрастанию
сопротивления деформированию, которое называется деформационным
упрочнением. Это сопровождается изменением многих других физикохимических свойств материалов. После нагрева деформированного материала
выше некоторой температуры изменение всех свойств, вызванное
деформированием, исчезает.
Пластическое деформирование и изменение свойств, вызванное
пластическим деформированием и последующим нагревом, используется или
учитывается в технологических процессах, связанных с формоизменением, а
также с оптимизацией структуры, механических и физико-химических
свойств материалов.
Рассмотрим физическую сущность указанных явлений и их
практическое применение.
Пластическая деформация металлических материалов осуществляется, в
основном, за счет движения линейных дефектов кристаллической решетки дислокаций. Дислокации при своем движении испытывают тормозящее
воздействие со стороны различных препятствий в кристаллической решетке.
Чем сильнее тормозятся дислокации, тем большее напряжение нужно создать
в материале для осуществления пластического деформирования.
В чистых металлах одной из основных причин торможения дислокаций
является их взаимодействие с другими дислокациями. Очевидно, что
величина этого взаимодействия будет зависеть от степени насыщенности
-2
кристаллов дислокациями − плотности дислокаций ρ (см ), равной
суммарной длине дислокаций, приходящихся на единицу объема
ρ=Ω/V,
где Ω - суммарная длина всех дислокаций, содержащихся в объеме V
кристалла. Эффективным способом повышения ρ является само
пластическое деформирование, в результате которого происходит не только
движение, но и интенсивное размножение дислокаций. Поэтому в процессе
пластического деформирования металлических материалов, находящихся в
SaveStud.Su
холодном состоянии (при Т существенно ниже 0,4Тпл), наряду с необратимым
изменением формы, возникает деформационное упрочнение материала
(рис.1).
Кривая растяжения поликристаллического образца (рис. 1) на участке
деформационного упрочнения (2) подчиняется зависимости
1/2
σ=σУ+α·b·G·ρ ,
где σ - напряжение деформирования; σУ – предел упругости
(напряжение, до которого деформация остается упругой); α~1 – постоянная;
4
5
-8
G =10 -10 МПа - модуль сдвига; b~10 см - вектор Бюргерса,
характеризующий степень искаженности кристаллической решетки вокруг
дислокации; ρ – плотность дислокаций, которая может изменяться для
6
-2
12
-2
технических металлов (10 см у отожженных, 10 см у предельно
деформированных металлов).
Таким образом, прямым следствием пластического деформирования
является увеличение прочностных свойств материалов: предела упругости
(σУ), предела текучести (σT), предела прочности (σв), твердости (НВ).
Рис. 1. Кривая растяжения поликристаллического образца:
σ - напряжение деформирования, ε - относительная деформация, 1 - участок
упругой деформации, 2 - участок пластической деформации и упрочнения
Изменение дислокационной структуры приводит к изменению и других
свойств
металлических
материалов.
Пластичность
материала,
характеризуемая величинами максимального удлинения (δ) и сужения (ψ),
снижается вследствие уменьшения длины свободного пробега дислокаций и
их закрепления на препятствиях. Магнитная проницаемость (µ) уменьшается,
а коэрцитивная сила (Нс) и остаточная индукция (Br) ферромагнитных
материалов растут, Это связано с торможением междоменных границ
дислокациями и другими дефектами, возникшими в процессе пластического
деформирования. Удельная электропроводность (γ) снижается, потому что
появившиеся дислокации и особенно точечные дефекты нарушают строгую
периодичность кристаллической решетки и тем самым способствуют
SaveStud.Su
рассеянию электронных волн. Плотность материала уменьшается, так как
возникшие дефекты уменьшают плотность упаковки атомов. Коррозионная
стойкость снижается из-за повышения химической активности вблизи
дислокаций и легкого проникновения чужеродных атомов вдоль дислокаций
с поверхности внутрь кристалла.
В поликристаллическом материале (рис.2а) при достаточно большой
степени деформации проявляется анизотропия свойств, вызванная
вытягиванием и преимущественной ориентацией отдельных зерен в
направлении деформации, то есть возникновением текстуры (рис. 2б). Это
может сопровождаться раздроблением зерен поликристалла и появлением
трещин.
Рис. 2. Структура поликристалла: а) в исходном состоянии; б) после
холодной пластической деформации; в) после рекристаллизации
Деформационное упрочнение широко используется на практике как
способ упрочняющей обработки, в частности, чистых металлов. Однако, во
многих случаях изменение физико-механических свойств, наблюдающееся в
результате пластической деформации, оказывается нежелательным.
Восстановление исходных свойств достигается путем термической обработки
– нагрева деформированного материала.
При пластическом деформировании, особенно в холодном состоянии
(Т<0,2Тпл), часть энергии, расходуемой на деформацию (~15%),
аккумулируется в виде потенциальной энергии образовавшихся дефектов,
поэтому пластически деформированный материал, как термодинамическая
система, переходит в энергетически невыгодное, но относительно устойчивое
состояние, называемое метастабильным.
Повышение температуры увеличивает подвижность атомов и система
может самопроизвольно перейти в более равновесное состояние, что
сопровождается уменьшением дефектности кристаллической решетки.
Процессы, происходящие в пластически деформированном материале при его
нагреве, можно представить несколькими этапами (рис. 3).
1) Отдых.
SaveStud.Su
Начиная с Т~0,2Тпл в технически чистых металлах (~0,01% примесей)
происходит перераспределение точечных дефектов, в частности
вакансий, и уменьшение их концентрации. Эволюция вакансий
способствует перегруппировке и взаимному уничтожению дислокаций
только в отдельных местах их наибольшего скопления. Это
обеспечивает лишь небольшое суммарное снижение плотности
дислокаций.
Поэтому
отдых
приводит
к
увеличению
электропроводности,
мало
изменяя
остальные
свойства
деформированного материала (рис. 3, участок а).
2) Полигонизация.
При Т~0,3Тпл самопроизвольное перераспределение дислокаций в
энергетически выгодные конфигурации и продолжающееся уменьшение
их получает развитие во всем объеме деформированного материала.
Вследствие этого значительно уменьшаются поля напряжений, ранее
вызванные скоплением дислокаций. Полигонизация приводит к
дальнейшему увеличению электропроводности и небольшому
изменению уровня других свойств (рис. 3, участок б). Полигонизация
развивается только после малых степеней деформации. При больших
степенях деформации она подавляется рекристаллизацией.
3) Рекристаллизация.
С Т~0,3-0,4Тпл процесс взаимного уничтожения дислокаций резко
активизируется. Участки, освободившиеся от излишних дислокаций,
становятся центрами рекристаллизации - зародышами новых зерен,
которые при дальнейшем росте заполняют весь объем материала.
Процесс появления зародышей и роста новых кристаллических зерен
называется
рекристаллизацией.
Первичная
рекристаллизация
заканчивается, когда в материале исчезают деформированные зерна.
При дальнейшем повышении температуры и увеличении времени
выдержки наступает собирательная рекристаллизация, которая
заключается в укрупнении рекристаллизованных зерен и уменьшении
их
количества.
Рекристаллизация
сопровождается
полным
восстановлением свойств материала и зеренной структуры с
плотностью дислокаций, соответствующей исходному отожженному
состоянию (рис. 2, в; 3, участок в).
SaveStud.Su
Рис. 3. Изменение свойств при нагреве холоднодеформированного
материала: 1 - ψ, δ, µ; 2 - γ; 3 - σу, σT, σв, НВ, Нс
Температуру начала рекристаллизации нередко называют температурой
рекристаллизации (Тр). Значение Тр зависит от ряда факторов:
a) от температуры плавления, так как величина Тпл определяет энергию
межатомной связи (Тр ~ 0,4Тпл для технически чистых металлов после
деформации ~70%, и выдержке ~ 1,5 часа);
b) от степени деформации, с увеличением которой Тр уменьшается,
потому что с увеличением степени деформации увеличивается
плотность дислокаций и, соответственно, увеличивается энергетическая
нестабильность структуры; кроме этого уменьшается среднее
расстояние между дислокациями, в результате чего возрастает
вероятность их взаимного уничтожения;
c) от концентрации примесей, с увеличением которой значение Тр
увеличивается (до 0,6·Тпл для твердых растворов), так как атомы
примесей затрудняют перераспределение дислокаций.
На практике, для полного восстановления структуры и свойств,
производят операцию рекристаллизационного отжига, при котором плотность
дислокаций максимально уменьшается, и проходит собирательная
рекристаллизация. Его программа включает в себя нагрев до температуры Тро,
которая больше Тр на ~ 0,2Тпл, выдержку и последующее охлаждение со
скоростью, зависящей от вида материала, а также формы и размеров детали.
Как правило, скорость охлаждения невелика. Следует избегать перегрева,
вызывающего вторичную рекристаллизацию, связанную с сильным ростом
отдельных зерен. Это приводит к снижению пластичности.
Рекристаллизационный отжиг применяется перед холодной обработкой
давлением для придания материалу наибольшей пластичности или как
окончательная операция для возвращения материалу исходного уровня
свойств.
SaveStud.Su
В зависимости от температуры, при которой производится пластическое
деформирование, различают холодную и горячую обработки давлением.
Холодная обработка давлением осуществляется при температурах
существенно ниже Тр, горячая – при температурах, превышающих Тро.
В данной работе предлагается на примере образцов меди проследить за
изменением твердости, которое наблюдается в процессе холодного
пластического деформирования и последующего нагрева на различные
температуры.
Полученные результаты должны быть проанализированы на основе
физических представлений о природе деформационного упрочнения и
рекристаллизации.
Оборудование и материалы
1.
2.
3.
4.
Образцы меди M1 (99,9% Cu).
Малогабаритные печи.
Пресс для пластического деформирования (Р = 30 000 Н).
Прибор для измерения твердости по Бринеллю.
Порядок выполнения работы
1. Измерить твердость образцов меди по Бринеллю в исходном
отожженном состоянии. Среднее значение твердости (НВ) внести в
таблицу.
Материал
Медь М1
Состояние
Твердость (HB),
МПа
После отжига
После ХПД
После 100°С
нагрева 300°С
500°С
2. Произвести пластическое деформирование образцов при комнатной
температуре с помощью пресса.
3. Измерить твердость всех образцов после деформирования.
4. Произвести нагрев каждого образца; температуры нагрева: 100, 300,
500°С; время выдержки образцов - 10 мин; охлаждение в воде.
5. Измерить твердость образцов.
SaveStud.Su
6. Построить графическую зависимость твердости (НВ) от
температуры нагрева.
Содержание отчета
1.
2.
3.
4.
5.
Цель работы.
Таблица с данными.
График зависимости НВ от температуры нагрева.
Рисунок 2.
Анализ полученных результатов.
Контрольные вопросы
1. В чем состоит явление деформационного упрочнения (наклепа)?
2. Какова физическая причина деформационного упрочнения?
3. Как зависит уровень деформационного упрочнения от плотности
дислокаций?
4. Как и почему пластическое деформирование влияет на уровень физикохимических свойств материала?
5. Каково влияние температуры нагрева на свойства пластически
деформированных кристаллических материалов?
6. В чем заключаются структурные изменения, происходящие при нагреве
деформированных материалов?
7. Каковы причины структурных изменений в процессе нагрева
деформированных материалов?
8. Какие факторы влияют на температуру рекристаллизации?
Литература
1. Сидорин И.И. Основы материаловедения. - М.: Машиностроение, 1976,
гл. I,V
2. Арзамасов Б.Н. Материаловедение - М.: Машиностроение, 1986, гл.4
3. Солнцев Ю.П. и др. Материаловедение. – М.: «МИСИС», 1999
Часть 3. Ползучесть и долговечность
Цель работы: исследовать закономерности процессов деформации и
разрушения материалов, находящихся под действием постоянного
напряжения или нагрузки.
SaveStud.Su
Содержание работы
В материалах, начиная с температур ~0,3 Тпл активно развивается
процесс ползучести – увеличение пластической деформации во времени при
постоянных условиях, в первую очередь, при постоянном напряжении и
температуре. Особенно важно учитывать это явление для полимеров и
некоторых стекол, так как ползучесть в них развивается уже при температуре
20оС.
Как правило, при испытании на ползучесть (рис. 3, 4) регистрируют
зависимость деформации ε =∆L/L0 от времени τ при постоянной нагрузке Р
или постоянном напряжении σ в условиях неизменной температуры Т. В
результате получают кривую ползучести (рис. 1), где а-б - участок
«мгновенной» деформации; б-в - стадия неустановившейся ползучести с
уменьшающейся скоростью; в-г - стадия стационарной ползучести с
постоянной
скоростью;
г-д
стадия
ускоренной
ползучести,
заканчивающейся в точке д разрывом образца.
в
Рис. 1. Участки кривой ползучести
Явление ползучести в разной степени свойственно большинству
материалов. Скорость стационарной ползучести существенно зависит от
условий испытания. Так, с ростом напряжения или с увеличением
температуры скорость стационарной ползучести ε′=dε/dτ увеличивается (рис.
2).
SaveStud.Su
Рис. 2. Кривая ползучести: а) Т - const, σ1> σ2; б) σ -const, T1>T2
Явление ползучести особенно важно учитывать в условиях высоких
температур и длительного действия нагрузки.
В качестве характеристики сопротивления деформации ползучести
Т
используется условный предел ползучести σε/τ – напряжение, которое
вызывает определенную деформацию ε в заданный промежуток времени
τ при определенной температуре Т.
Зависимость ε’ от σ и Т в широкой области значений Т достаточно
хорошо описывается уравнением
ε′ = ε′0·exp( - (U0 - σ·γ)/ (k ·T)),
где k - постоянная Больцмана; ε0 - постоянная, характеризующая
частотный фактор (соответствует средней частоте колебаний атомов в
13
решетке ~10 Гц); U0 - наименьшая энергия активации – энергия, которую
надо сообщить системе для активации процесса ползучести; γ активационный объем ползучести, являющийся структурно чувствительным
параметром.
Приведенное соотношение выполняется для термоактивируемых
процессов, в которых решающее значение имеют термические флуктуации –
отклонения кинетической энергии, существенно превышающие среднюю
энергию тепловых колебаний атомов, соответствующую температуре Т.
Для кристаллических материалов на участке «мгновенной деформации»
и стадии ползучести с затухающей скоростью происходит увеличение
плотности дислокаций и растет их взаимное торможение. На стадии
стационарной ползучести наблюдается динамическое равновесие, при
котором суммарная плотность подвижных дислокаций и дислокационная
структура практически не изменяются. При этом дислокации преодолевают
препятствия с помощью термических флуктуаций. На стадии ускоренной
ползучести происходит резкая локализация деформации с появлением
местного сужения (шейки), где и происходит разрушение.
Ползучесть полимерных материалов имеет некоторые особенности,
связанные со спецификой строения полимеров – наличием гибких
SaveStud.Su
макромолекул, относительно слабо взаимодействующих между собой. Кривая
ползучести полимеров имеет участок упругой деформации, участок
высокоэластичной, обратимой деформации (для неориентированных
полимеров), и, наконец, стадию вязкотекучей, полностью необратимой
деформации. На стадии высокоэластичной деформации происходит
распрямление гибких макромолекул, на последней стадии основной вклад в
деформацию вносит взаимное проскальзывание макромолекул относительно
друг друга. Оба процесса являются термоактивируемыми.
Поскольку процесс разрушения твердых тел развивается во времени и
стимулируется внешней нагрузкой, то продолжительность пребывания под
нагрузкой до момента разрушения – долговечность τ зависит от уровня
действующего напряжения σ и температуры Т. В широком диапазоне σ и T
имеет место зависимость, известная как формула Журкова:
τ = τ0·exp( - (U0 - σ·γ)/ (k ·T)),
где τ0 - период тепловых колебаний атомов. Уровень разрушающего
напряжения σ, соответствующий данной долговечности τ при температуре
испытаний Т, называют пределом длительной прочности στТ.
Лабораторная работа включает в себя два варианта.
Вариант 1
Исследуется ползучесть полимеров при постоянной нагрузке (рис.3).
Рис. 3. Схема установки для испытаний при постоянной нагрузке P.
Материалом для образцов служит полиамидная смола (капрон).
Испытания проводятся при различных нагрузках Р (3) на трех идентичных
образцах (1), закрепляемых в захватах (2). Величины Р и время испытаний τ
определяются преподавателем. Абсолютное удлинение ∆L образца
регистрируется в таблице или с помощью самописца (4). На основании
полученных данных необходимо построить кривые зависимости деформации
ползучести ε от времени τ.
SaveStud.Su
Полученные результаты следует объяснить на основе физических
представлений о природе ползучести полимеров.
Оборудование и материалы
1.
2.
3.
4.
Образцы из капронового волокна.
Установка для испытаний на ползучесть при постоянной нагрузке.
Самописец.
Штангенциркуль.
Порядок выполнения работы
1. Определить площадь поперечного сечения образца S0 (м2).
2. Закрепить испытуемый образец в захватах установки.
3. Нагрузить образец наименьшей из предлагаемых Р (Н),
одновременно включив запись деформации.
4. Повторить испытания для остальных образцов при других Р.
5. Вычислить величины нормальных напряжений, возникающих в
образцах, по формуле σ =Р/S0 (МПа).
6. Вычислить относительное удлинение образцов по формуле ε = ∆L/L0,
где L0 = 50 мм - начальная длина образца; данные внести в таблицу.
7. Построить сводный график зависимости ε = f(τ) при различных σ.
τ, с
σ1,
МПа
ε
σ2,
МПа
σ3,
МПа
Содержание отчета
1.
2.
3.
4.
5.
6.
Цель работы.
Схема испытаний (рис.3).
Расчетные формулы.
Таблица с данными.
Сводный график зависимости ε = f (τ) при разных σ.
Краткий анализ полученных результатов.
Вариант 2
Исследуется долговечность предложенного
материала при постоянных напряжениях σ.
SaveStud.Su
поликристаллического
5
r0
4
3
R
1
2
6
P0
Рис. 4. Схема установки для испытаний при постоянном напряжении σ.
Испытания на долговечность проводятся на установке (рис. 4) для
одинаковых образцов (1) при различных рекомендованных преподавателем
напряжениях σ. Верхний захват (2) присоединен гибкой связью к блоку
постоянного радиуса r0 (4), сопряженного с кулачком (3) переменного
радиуса R, к которому приложена постоянная нагрузка Р0 (6). Регистрируется
кривая ползучести ε = f(τ) и время до разрушения τ. На основании
полученных данных необходимо построить графическую зависимость
долговечности τ от напряжения σ.
Полученные результаты следует объяснить на основе физических
представлений о долговечности материалов.
Оборудование и материалы
1. Образцы поликристаллического материала.
2. Установка для испытаний на долговечность при постоянном
напряжении σ (рис. 4).
3. Штангенциркуль.
Порядок выполнения работы
1. Определить начальную площадь поперечного сечения образцов S0
мм2, а также начальное отношение R/r0; вычислить нагрузки Р ,
0
вызывающие рекомендованные σ, используя формулу:
σ = (Р0/S0)·(R/r0).
SaveStud.Su
2. Закрепить испытуемый образец в захватах установки (рис. 4).
3. Приложить к образцу наименьшее из указанных Р0, одновременно
начав отсчет времени.
4. Зафиксировать момент разрушения образца; данные внести в
таблицу.
τ, с
σ1,
МПа
ε
σ2,
МПа
σ3,
МПа
5. Повторить испытания для других образцов при различных Р0.
6. Построить график зависимости lg τ = f (σ).
Содержание отчета
1.
2.
3.
4.
5.
6.
Цель работы.
Схема испытаний (рис.4).
Расчетные формулы.
Таблица с данными.
График зависимости lg τ = f (σ).
Краткий анализ полученных результатов.
Контрольные вопросы
1. При каких условиях возникает явление ползучести?
2. Каковы особенности ползучести кристаллических материалов и
полимеров?
3. Какие факторы влияют на скорость ползучести и долговечность?
4. Каким образом на основе кривых ползучести материала можно
построить зависимость его долговечности от напряжения?
5. В чем заключается разница испытаний на ползучесть при
постоянном напряжении и постоянной нагрузке?
Литература
1. Сидорин И.И. Основы материаловедения. - М.: Машиностроение,
1976, гл. XX, §2, гл. ХХVII, §2 (2,3)
1. Арзамасов Б.Н. Материаловедение. - М.: Машиностроение, 1986, гл.
14
SaveStud.Su
Часть 4. Остаточные напряжения
Цель работы: исследовать влияние температуры нагрева на величину
остаточных напряжений.
Содержание работы
Остаточными называются напряжения, сохраняющиеся в твердом теле
после устранения воздействий, вызывавших их появление. Остаточные
напряжения (ОН) возникают в изделиях в процессе изготовления и
эксплуатации. Важно уметь предвидеть возможность их появления и оценить
степень влияния ОН на служебные свойства детали, чтобы при
необходимости создать ОН или избавиться от них. В работе изучаются
макронапряжения, уравновешенные в пределах областей, соизмеримых с
размерами тела. Рассмотрим основные причины возникновения ОН, а также
их влияние на механические свойства и размерную стабильность твердых тел.
Рис. 1. Образование ОН в результате неравномерной пластической
деформации
Проследим процесс образования ОН на примере выпрямления
изогнутой пластины (рис. 1а). Допустим, что при приложении момента М1
(рис. 1б) в пластине возникает упругая (обратимая) деформация, при этом
наибольшее растяжение (+) появляется вблизи нижней поверхности, а
наибольшее сжатие (-) - вблизи верхней. При увеличении момента до
величины М2 > М1 в поверхностных слоях появляется пластическая
(необратимая) деформация (рис.1в), в то время как средние слои остаются
деформированными упруго. После устранения внешнего момента (рис. 1г)
средние слои стремятся разогнуть пластину, чему препятствуют необратимо
деформированные поверхностные слои. Под действием средних слоев
верхние слои будут упруго растянуты, а нижние сжаты, в результате чего
пластина окажется выпрямленной. Напряжения, сохранившиеся в пластине,
являются ОН.
SaveStud.Su
Рассмотренный пример показывает:
ОН могут возникать в результате неравномерной пластической
1)
деформации.
2)
ОН поддерживаются и уравновешиваются внутри тела за счет
упругих деформаций разного знака в различных его участках.
Равновесие ОН может быть нарушено, если, например, удалить верхний
слой, содержащий напряжения растяжения. При этом происходит
перераспределение ОН, приводящее к деформации пластины (рис.1 д).
По величине деформации можно судить о величине ОН,
присутствовавших в снятом слое.
ОН не могут превышать критические значения напряжений,
3)
вызывающих пластическую деформацию, то есть они не могут быть
больше, по крайней мере, предела текучести (σT). Это обстоятельство
лежит в основе снятия ОН путем нагрева, приводящего к снижению σт и,
следовательно, уровня ОН.
Неравномерная пластическая деформация, приводящая к появлению
ОН, может возникнуть за счет неравномерного теплового воздействия и
фазовых превращений, а также в процессе обработки резанием и давлением.
Рис. 2. Образование ОН при прокатке
Например, при прокатке (рис.2) полоса испытывает деформацию
растяжения вдоль направления прокатки. Если внешние слои растягиваются
пластически, то есть необратимо, а внутренние только упруго, то внутренние
слои после прокатки стремятся сжаться, но этому препятствуют необратимо
растянутые внешние слои. В результате во внешних слоях в продольном
направлении появятся ОН сжатия, а во внутренних - ОН растяжения.
При резком охлаждении тела с высоких температур сжатию более
охлажденных поверхностных слоев препятствуют менее охлажденные
внутренние слои, за счет чего наружные слои могут оказаться пластически
растянутыми. Далее, по мере охлаждения внутренних слоев их сжатию будут
препятствовать охлажденные и необратимо растянутые наружные слои. В
результате во внешних слоях будут формироваться ОН сжатия, а во
SaveStud.Su
внутренних – ОН растяжения. Это может происходить, в частности, при
закалке металлических материалов и стекла.
Присутствие ОН, как правило, нежелательно. Суммирование ОН с
одинаковыми по знаку напряжениями, возникающими при обработке или
эксплуатации деталей, может привести не только к изменению формы, но и к
разрушению. При этом особенно опасны растягивающие ОН в изделиях из
хрупких материалов, так как в них предел текучести близок к пределу
прочности. Опасность возрастает при наличии на поверхности
концентраторов напряжений (трещин, надрезов и др.) и коррозионной среды.
ОН могут быть и полезны, если они противоположны по знаку напряжениям,
вызванным приложением внешней нагрузки. Например, с помощью резкого
охлаждения с высоких температур (закалки) в поверхностных слоях стекла
специально вызывают появление сжимающих ОН. Эти напряжения частично
или полностью компенсируют опасные растягивающие напряжения от
внешней нагрузки, что повышает эффективную прочность изделий из стекла.
Однако ОН могут вызвать нежелательные воздействия на оптические
свойства стекол. Они являются причиной изменений коэффициента
преломления линз, что приводит к уменьшению их разрешающей
способности и искажению изображения. При изготовлении зеркал методом
высокотемпературного спекания металлического основания и стеклянного
отражающего слоя ОН могут образоваться из-за разницы их коэффициентов
теплового расширения. Для предотвращения появления ОН подбирают
материалы с близкими коэффициентами теплового расширения, кроме того,
охлаждение после спекания следует производить как можно медленнее и
равномернее.
Самым распространенным способом снятия ОН является нагрев
(отжиг), при котором происходит уменьшение предела текучести материала,
вследствие чего упругая деформация переходит в пластическую. В точном
приборостроении такой нагрев, называемый стабилизирующим отпуском,
производится между различными технологическими операциями, при
которых могут появиться ОН.
Для измерения ОН применяются различные механические и физические
методы. Достоинствами механических методов определения ОН являются
простота, универсальность и достаточная точность. Недостаток –
необходимость частичного разрушения изделия при определении ОН.
Из физических методов используется, например, дифракция
рентгеновских
лучей,
которая
позволяет
определить
параметры
кристаллической решетки в поверхностных слоях деталей, содержащих ОН.
Основным преимуществом этого метода является то, что детали в процессе
SaveStud.Su
измерений не повреждаются. Недостаток заключается в возможности
контроля ОН только в тонких поверхностных слоях.
В работе исследуется влияние температуры нагрева на величину ОН.
Для этого необходимо моделировать в кольцах из выбранного
материала ОН определенной величины, после чего нагревать их до различных
температур, а затем определять величину ОН, сохранившихся после нагрева.
Для испытания используются кольца с разрезом (рис.3а), в которых с
помощью клиньев моделируются ОН (рис.3б). Образовавшиеся при введении
клина ОН пропорциональны увеличению периметра кольца:
2
σост = (∆а·b·E)/(π·D ср),
где ∆а – изменение периметра кольца; b – толщина кольца; σост 5
окружные ОН; Е – модуль Юнга, Е = 10 МПа; Dср - средний диаметр кольца
(Dср = Dвнеш – b).
Полученные результаты должны быть проанализированы на основе
физических представлений о природе влияния температуры на поведение
материалов, находящихся в напряженном состоянии.
Рис. 3. Моделирование ОН в системе клин – кольцо
Оборудование и материалы
1. Кольца из латуни Л-62 с клиньями.
2. Штангенциркули.
3. Термостаты.
Порядок выполнения работы
1. Измерить с помощью штангенциркуля значения b, Dвнеш, а0 –
начальное расстояние между отметками на кольце (рис.3а); все
данные вносить в таблицу.
2. Рассчитать величину ∆а для σ = 170 МПа.
ост
3. Ввести клинья в разрез колец с помощью винтов (рис. 3б) до тех пор,
пока расстояние между отметками не станет равным
а1 = а0 + ∆а.
SaveStud.Su
4. Произвести нагрев каждого кольца с клином при своей температуре:
100, 200, 330°С в течение 20 минут.
5. Охладить кольца с клиньями на воздухе.
6. Удалить клинья из разрезов колец.
7. Измерить расстояние между отметками a ’ (рис. 3в).
1
’
’
8. Рассчитать разницу ∆a = а – a
1
1.
9. Определить величину ОН, оставшихся в кольцах
σ’ост = (∆a’/∆a)·σост
10. Построить на основании полученных данных график зависимости
σост от температуры нагрева Т.
Температу
ра
нагрева,
Dср
(Dвнеш – b),
мм
b,
мм
а0,
мм
σост,
МПа
а1
∆а,
мм (а0+∆а)
мм
a1’,
мм
∆а’
(а1 – а1’),
мм
σ’ост
(∆а’/∆а)·σост,
МПа
100°С
200°С
330°С
Содержание отчета
1.
2.
3.
4.
5.
Цель работы.
Таблица с данными.
График зависимости σост от температуры нагрева Т.
Рисунок 3.
Краткий анализ полученных результатов.
Контрольные вопросы
1. Какие напряжения называются остаточными?
2. Каковы основные причины возникновения остаточных напряжений?
3. Какое влияние могут оказывать остаточные напряжения на
механические свойства, стабильность размеров и формы деталей.
4. Почему остаточные напряжения не превышают предела текучести?
5. С чем связано снижение уровня остаточных напряжений при
нагреве?
6. На чем основаны методы измерения остаточных напряжений?
Литература
SaveStud.Su
1. Биргер И.А. Остаточные напряжения. - М.: Машгиз, 1963
2. Подзей А.В. Технологические остаточные напряжения. - М.:
Машиностроение, 1973
3. Сидорин И.И. Основы материаловедения. - М.: Машиностроение,
1976, гл. VII, §I
4. Арзамасов Б.Н. Материаловедение. - М.: Машиностроение, 1986, гл.
5
5. Солнцев Ю.П. и др. Материаловедение. – М.: «МИСИС», 1999
ЛАБОРАТОРНАЯ РАБОТА № 2
УПРОЧНЯЮЩАЯ ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
Часть 1. Железоуглеродистые сплавы в равновесном
состоянии
Цель работы: изучить изменение микроструктуры железоуглеродистых
сплавов (область сталей) в зависимости от их химического состава и
температуры.
Содержание работы
Железоуглеродистые сплавы находят самое широкое применение, в
первую очередь, как конструкционные и инструментальные материалы. Это
объясняется их высокой жесткостью, оптимальным сочетанием прочности и
пластичности, получаемым за счет термической обработки, хорошей
технологичностью, а также невысокой стоимостью. Грамотное использование
железоуглеродистых сплавов возможно при знании закономерностей
изменения структуры и свойств, вызванных изменением состава и
температуры.
При изучении микроструктуры железоуглеродистых сплавов следует
особое внимание обратить на то, что в рассматриваемом диапазоне
температур железо (Fe) претерпевает перестройку кристаллической решетки
(полиморфное превращение) и в связи с этим имеет две кристаллические
модификации:
а) при Т больше 910°С до 1392°С - Feγ- кристаллическая решетка
гранецентрированного куба (ГЦК);
б) при T меньше 910°С – Feα кристаллическая решетке
объемноцентрированного куба (ОЦК).
SaveStud.Su
Углерод образует с железом следующие фазы:
1. Аустенит (А) - твердый раствор внедрения С в Feγ в котором атомы
С размещены в междоузлиях кристаллической решетки ГЦК
(растворяет до 2% С (по массе);
2. Феррит (Ф) - твердый раствор внедрения С в Feα , в котором атомы С
размещены в междоузлиях кристаллической решетки ОЦК, (может
растворить до 0,02% С (по массе);
3. Цементит (Ц) - химическое соединение Fe3С, содержащее 6,67% С
(по массе).
А, Ф, Ц - три основные твердые фазы, входящие в состав
железоуглеродистых сплавов.
Различная растворимость С в различных модификациях Fе играет
решающую роль в превращениях, происходящих в железоуглеродистых
сплавах при изменении температуры, а также в процессе термической
обработки стали.
Следует отметить, что А и Ф обладают невысокой твердостью (~800
МПа), и высокой пластичностью, Ц имеет высокую твердость (~8000 МПа) и
очень хрупок.
Рассматривать превращения, происходящие в железоуглеродистых
сплавах удобно с помощью диаграммы состояния Fe – Fe3С, которая является
графическим представлением фазового и структурного состояния
железоуглеродистых сплавов в зависимости от температуры и химического
состава (рис. 1).
SaveStud.Su
А А
А
А А
Ц
II
1600
А
1400
А А
А АА
Ж
D
Ж+А
E
А Ф
АФ А
1200
Ж+Ц I
11470C
А
C
F
1000
А+Ц I +Ц I I
G
А+Ф
А+Ц I I
800
0
727 С
Ф
Ф
Ф
P
K
S
П
600
П+Ц I +Ц I I
П+Ф П+Ц I I
П
400
0 0,02
Fe
Ц II
0,8 1
2 2,14
4
3
%C
4,3
5
6
6,67
Fe 3C
Рис. 1. Упрощенная диаграмма равновесного состояния сплавов Fe - Fe3C
Здесь ACD - линия начала кристаллизации сплавов (линия ликвидус);
AECF - линия окончания кристаллизации сплавов (линия солидус), PSKлиния перлитного или эвтектоидного превращения (соответствует
температуре перестройки решетки при охлаждении А, содержащего 0,8 % C);
GS - линия превращения А в Ф при охлаждении (зависимость температуры
перестройки кристаллической решетки от концентрации С в А); SЕ - линия
предельной растворимости С в А (зависимость растворимости С в Feγ от
температуры).
Железоуглеродистые сплавы делятся на две группы в зависимости от
содержания углерода (C): а) стали (C<2%); б) чугуны (C >2%).
Используя диаграмму, рассмотрим превращения, происходящие при
охлаждении сталей, наиболее характерных по содержанию С, из жидкого
состояния до 0°C.
Превращения в стали, содержащей 0,8%С, можно записать следующим
образом:
Ж(0,8)→(АСD)→Ж+А→(АЕСF)→А(0,8)→(PSK)→(Ф+Ц)=Перлит (П)
Образующийся в процессе охлаждения перлит (П) представляет собой
грубодисперсную механическую смесь кристаллов Ф и Ц, причем Ц имеет
характерную пластинчатую форму (рис.1). Температура образования П 727°C (PSK). Содержание C в П равно 0,8%. П называют эвтектоидом,
SaveStud.Su
поэтому сталь такого состава (0,8%C) называется эвтектоидной, а
превращение А(0,8) в П эвтектоидным.
Превращения при охлаждении доэвтектоидной стали, содержащей
0,6%C можно записать:
Ж(0,6)→(АСD)→Ж+А→(АЕСF)→А(0,6)→(GS)→А(0,6→0,8)+Ф→(PSK)
→П+Ф
Отличительной особенностью превращений при охлаждении сталей
доэвтектоидного состава является выделение ниже линии GS кристаллов Ф
(рис. 1), при этом состав А приближается к эвтектоидному.
Превращения при охлаждении одной из заэвтектоидных сталей,
содержащей 1,2%Cможно записать:
Ж(1,2)→(АСD)→Ж+А→(АЕСF)→А(1,2)→(SE)→А(1,2→0,8)+ЦII→(PSK)
→П+ЦII
Выделение ЦII в сталях заэвтектоидного состава происходит по
границам зерен А в виде объемной сетки, которая создает на границах А
хрупкие прослойки, резко уменьшающие пластичность стали (рис. 1). Здесь
проявляется значительное влияние структуры материалов на их свойства при
неизменном составе. Несмотря на то, что механические свойства стали, во
многом, определяются ее составом (рис. 2), существенное влияние оказывает
также структура, в частности, форма частиц Ц, их величина и расстояние
между ними.
свойства
2
1
0,4
0,8
1,2 С
Рис. 2. Пластичность (1) и твердость (2) стали
Так, в П частицы Ц представляют собой пластины неправильной
формы, острые края которых являются местами, где могут возникать
трещины. В результате специальной термической обработки можно добиться
более округлой формы частиц Ц, что уменьшает вероятность возникновения
трещин. C помощью термической обработки удается преобразовать
объемную сетку ЦII в систему мелких округлых частиц Ц, равномерно
распределенных в Ф. Существуют способы уменьшения величины частиц Ц,
при этом, естественно, количество частиц увеличивается и расстояние между
SaveStud.Su
ними уменьшается. Такое воздействие на параметры системы частиц
существенно влияет на прочностные и пластические характеристики
механической смеси феррита и цементита (см. “Отпуск стали”,
“Дисперсионное упрочнение”). Таким образом, изменяя структуру при
неизменном составе, можно оптимизировать свойства стали.
При рассмотрении чугунов следует обратить внимание на то, что
чугуны подразделяются на белые, серые литейные, ковкие и высокопрочные.
В белых чугунах C входит в состав Ц, а в остальных - в состав графита.
Графит в сером литейном и высокопрочном чугуне формируется при
достаточно малой скорости охлаждения из жидкого расплава в присутствии
графитизирующих добавок, например, кремния. Ковкий чугун получают при
длительной выдержке белого чугуна в твердом состоянии области высоких
температур, сопровождающейся распадом Ц с образованием графита.
Большое количество Ц делает белый чугун чрезвычайно хрупким, в
связи с этим плохо поддающимся механической обработке и ненадежным в
качестве конструкционного материала. Поэтому его чаще используют в
литом состоянии как инструментальный материал, а также для передела в
ковкий чугун или сталь.
В технике наиболее широко применяются серый литейный, ковкий и
высокопрочный чугуны (рис.3).
а)
б)
в)
Рис. 3. Форма включений графита в чугунах:
а) сером литейном, б) ковком, в) высокопрочном
Они отличаются друг от друга формой включений графита,
существенно влияющей на механические свойства. В сером литейном чугуне
графит заключен в полости, имеющих изогнутую форму с острыми краями
(рис. 3а), которые играют роль трещин, вследствие чего литейный чугун
обладает низкой прочностью и пластичностью. В ковком, и особенно в
высокопрочном чугуне, форма включений графита более округла (рис.3б, в),
что способствует уменьшению вероятности появления трещин и тем самым,
уменьшается возможность хрупкого разрушения. В случае высокопрочного
чугуна округлая форма графитных включений обеспечивается их
формированием вокруг частиц модификаторов.
SaveStud.Su
В работе изучается связь между составом, структурой и свойствами
железоуглеродистых сплавов. Микроструктуры рассматриваются с помощью
микроскопа ММУ-3. При наблюдении микроструктур железоуглеродистых
сплавов Ф выглядит светлым, П - темным (возможна радужная окраска),
сетка ЦII – светлой.
Рассматривая микроструктуры следует:
а) определить примерное содержание C в сталях.
б) выявить образцы серого литейного, ковкого и высокопрочного
чугунов;
в) выполнить схематические изображения характерных микроструктур
сталей (доэвтектоидной, эвтектоидной, заэвтектоидной) и серого литейного,
ковкого и высокопрочного чугунов.
Полученные результаты должны быть проанализированы на основе
физических представлений о влиянии состава и температуры на фазовое и
структурное состояние железоуглеродистых сплавов.
МАРКИРОВКА СТАЛЕЙ
Углеродистые качественные стали маркируются двузначными числами
05, 08, 10, 15, 20,..., 85, обозначающими среднее содержание C в сотых долях
процента.
Стали 05, 08, 10 - низкоуглеродистые, малой прочности и твердости в
нормализованном состоянии(~1430 МПа) и высокой пластичности, хорошо
свариваются. Применяют для деталей, получаемых холодной штамповкой и
глубокой вытяжкой.
Стали 15, 20, 25 - низкоуглеродистые, пластичны, невысокой прочности
и твердости (~1700 МПа), хорошо штампуются и свариваются. Применяют
как конструкционный материал для изделий небольших размеров, невысокой
прочности (крепежные детали, втулки, малонагруженные шестерни). При
необходимости поверхностный слой насыщают углеродом (цементация) для
придания высокой твердости и износостойкости поверхности после
термической обработки.
Стали 30, .....,55 - среднеуглеродистые, имеют более высокую прочность
и твердость (~ 2550 МПа), но меньшую пластичность, чем
низкоуглеродистые. Их применяют как конструкционный материал для
деталей небольшого сечения. Подвергаются улучшению - закалке и высокому
отпуску (см. “Закалка стали” и “Отпуск стали”).
Стали 60, ....., 85 - высокоуглеродистые, обладают еще большей
прочностью и твердостью (~3020 МПа), но меньшей пластичностью.
SaveStud.Su
Применяются как материал для упругих элементов после закалки и среднего
отпуска (см. “Закалка стали” и “Отпуск стали”).
Стали с содержанием углерода более 0,7%, используемые в основном
как инструментальные, маркируются У7, У8, У9, У10,…,У13. Здесь число
соответствует содержанию углерода в десятых долях процента. Они
подвергаются неполной закалке и низкому отпуску.
Оборудование и материалы
1. Набор стальных и чугунных образцов.
2. Микроскоп ММУ-3 с телевизионной приставкой.
Порядок выполнения работы
1. Рассмотреть с помощью микроскопа ММУ-3 микроструктуры сталей
и чугунов.
2. Составить последовательность образцов сталей в порядке
возрастания содержания углерода и идентифицировать образцы из
серого литейного, ковкого и высокопрочного чугунов.
3. По требованию преподавателя измерить твердость образцов сталей в
выбранной последовательности.
4. Зарисовать
схематически
микроструктуры
трех
сталей
(доэвтектоидной, эвтектоидной и заэвтектоидной) и серого
литейного, ковкого и высокопрочного чугунов.
Содержание отчета
1. Цель работы.
2. Диаграмма состояния сплавов.
3. Схематические изображения рассмотренных микроструктур сталей, а
также серого литейного, ковкого и высокопрочного чугуна.
4. Краткий анализ полученных результатов.
Контрольные вопросы
1. Какие фазы входят в состав железоуглеродистых сплавов?
2. Какие превращения происходят в сталях различного состава при
охлаждении из жидкого состояния?
3. На каких линиях диаграммы состояния сплавов начинается
выделение Ц при охлаждении?
SaveStud.Su
4. Какие линии диаграммы состояния соответствуют началу выделения
Ф при охлаждении?
5. Какие процессы, происходящие в сплавах, связаны с перестройкой
решетки у железа?
6. Как и почему форма графитных включений влияет на механические
свойства чугунов?
Литература
1. Сидорин И.И. Основы материаловедения. - М.: Машиностроение,
1976, гл. IV
2. Арзамасов Б.Н. Материаловедение. - М.: Машиностроение, 1986,
гл.3
3. Солнцев Ю.П. и др. Материаловедение. – М.: «МИСИС», 1999
Часть 2. Закалка стали
Цель работы: исследовать влияние температуры нагрева под закалку
на структуру и твердость стали.
Содержание работы
Закалка является основным методом упрочнения стали. Её
существенное преимущество перед холодной обработкой давлением
заключается в отсутствии необходимости значительного изменения формы
деталей и получении более высоких прочностных свойств. Для изучения
процесса закалки необходимо знать диаграмму состояния Fe-Fe3C (см.
«Железоуглеродистые сплавы в равновесном состоянии»). Физической
предпосылкой значительного повышения твердости при закалке стали
является различная растворимость углерода (C) в различных модификациях
железа: в ОЦК решетке Feα (феррите) растворяется не более 0,02% С, в ГЦК
решетке Feγ (аустените) до 2% C.
Структурам, представленным на диаграмме равновесного состояния
сплавов Fe-Fe3C соответствует такая скорость охлаждения, при которой
успевают произойти основные процессы, развивающиеся в сплавах по мере
их охлаждения. В результате при комнатной температуре сталь оказывается в
энергетически стабильном состоянии и имеет структуру, состоящую из двух
фаз: феррита (Ф) и цементита (Ц). Происходящая в процессе охлаждения из
области аустенита (А) перестройка кристаллической решетки ГЦК на ОЦК
SaveStud.Su
практически не зависит от скорости охлаждения, так как при этом атомы
железа смещаются на расстояние меньше межатомного. Протекающий в это
же время диффузионный процесс выделения из твердого раствора C и
формирования Ц (рис. 1а) требует высокой температуры и значительного
времени, поэтому существенно зависит от скорости охлаждения.
А
А
М
Ц
Ф
б)
a)
Рис. 1. а) при медленном охлаждении образуется Ц;
б) при достаточно быстром охлаждении Ц не образуется
Если охлаждение стали из области А производить с такой скоростью,
при которой не успевает произойти диффузия С, то весь С, растворенный в А,
наследуется ОЦК решеткой Feα, образуя пересыщенный твердый раствор С в
Feα- мартенсит (М) (рис.1б). Термическая обработка стали, в результате
которой фиксируется энергетически неравновесная метастабильная структура
- М, называется закалкой стали на М. Получающийся в процессе закалки М
часто называют мартенситом закалки (Мз).
Минимальная
скорость
охлаждения
стали,
обеспечивающая
образование Мз, называется критической скоростью закалки (Vкр) (рис.2).
Величина Vкр уменьшается при увеличении концентрации С и большинства
легирующих элементов.
А
А
Ц II
А
o
T, C
А
А
А
1400
А А
А АА
1200
E
А
А Ф
АФ А
1000
G
А
А+ Ц I I
А+Ф
7270С
Ф
Ф
А
S
P
600
П+Ц I I
П+Ф
А
А
V >Vкр
Ф
П
800
А
Мзак
П
П
200
0 0.02
Fe
1,0
%с
2,0
Ц II
SaveStud.Su
V<<Vкр
время
Рис. 2. Участок диаграммы равновесного состояния сплавов Fe-Fe3C и схема
изменения структуры эвтектоидной стали при изменении скорости охлаждения
В кристаллической решетке ОЦК вследствие особого, протекающего с
высокой
скоростью,
кооперативного
(мартенситного)
механизма
превращения возникают многочисленные пластические сдвиги. Это приводит
к резкому увеличению плотности дислокаций, их взаимному торможению, а,
следовательно, к повышению прочностных свойств стали и снижению
пластичности
(охрупчиванию).
Аналогичное
изменение
свойств
кристаллических материалов, связанное с повышением плотности
дислокаций,
происходит
в
результате
холодного
пластического
деформирования, вызванного действием внешних сил (см. «Деформационное
упрочнение и рекристаллизация»). Избыточный углерод, находящийся в
кристаллической решетке, сосредотачивается около дислокаций, закрепляя
их, тем самым значительно увеличивая эффект упрочнения. Кроме этого
повышение прочностных свойств связано с частично успевающим
происходить выделением очень мелких (высокодисперсных) карбидов.
Закалка стали приводит к изменению также и физико-химических
свойств стали, но наиболее часто производится с целью упрочнения, степень
которого зависит от концентрации С в М (рис.3).
HB,
МПа
6000
4000
2000
0.4
0.8
1,0 %C
Рис. 3. Зависимость твердости (НВ) мартенсита от содержания углерода
Различают полную и неполную закалки. Программа полной закалки
предусматривает нагрев стали до однофазной области А с последующим
охлаждением со скоростью больше Vкр. Неполная закалка осуществляется со
скоростью, также превышающей Vкр, но из А+Ф или А+ЦII области. Для
доэвтектоидных сталей неполная закалка не обеспечивает максимального
повышения твердости и поэтому не производится. Заэвтектоидная сталь,
применяемая, как правило, в качестве инструментальной, подвергается
неполной закалке, потому что ЦII, сохраняющийся в структуре, имеет
SaveStud.Su
большую, чем у М твердость, что способствует еще большему увеличению
твердости закаленной стали.
Температура нагрева под закалку обычно выбирается не более чем на
30-50°С превышающей верхнюю температурную границу существования Ф
(рис.2, заштрихованная область). Перегрев может привести к укрупнению
кристаллов А, из которых образуется крупнопластинчатый М, обладающий
повышенной хрупкостью.
В работе изучается влияние температуры нагрева под закалку на
твердость закаленной стали. Исследование проводится на образцах стали 45
(0,45%С), каждый из которых в процессе закалки нагревают до определенной
температуры. Скорость закалки выше критической обеспечивается
охлаждением в воде. Твердость измеряется методом Роквелла.
Анализ результатов работы заключается в объяснении связи между
режимом закалки, возникающей структурой и твердостью закаленной стали.
Оборудование и материалы
1. Образцы стали 45 в отожженном состоянии.
2. Малогабаритные печи.
3. Прибор для измерения твердости методом Роквелла.
Порядок выполнения работы
1. Измерить твердость образцов по Роквеллу (HRB) в исходном
состоянии.
Материал
Сталь 45
Состояние
После отжига
После
650°С
закалки 750°С
850°С
Твердость НВ, МПа
2. Произвести нагрев образцов под закалку. Температуры нагрева: 650,
750, 850°С. Время выдержки - 10 мин.
3. Охладить образцы в воде.
4. Измерить твердость образцов по Роквеллу (HRB, HRC) в закаленном
состоянии.
5. Перевести значения твердости по Роквеллу в единицы твердости по
Бринеллю (НВ).
SaveStud.Su
6. Занести все полученные значения твердости НВ в таблицу.
7. Построить графическую зависимость HB=f (Tзак).
Содержание отчета
Цель работы.
Таблица с данными.
График зависимости НВ от Тзак.
Схематическое изображение структур стали 45, полученных при
использованных режимах закалки.
5. Краткий анализ полученных результатов.
1.
2.
3.
4.
Контрольные вопросы
1. Какова роль полиморфизма Fе в процессе закалки стали?
2. Чем обусловлена высокая твердость мартенсита?
3. Каково влияние скорости охлаждения на структуру и свойства стали
после закалки?
4. Каким образом изменяется структура и свойства стали в зависимости
от температуры нагрева под закалку?
5. Какова
оптимальная
температура
нагрева
под
закалку
доэвтектоидной стали?
Литература
1. Сидорин И.И. Основы материаловедения. - М.: Машиностроение,
1976, гл. IX, §§ I, 2
2. Новиков И.И. Теория термической обработки. - М.: Металлургия,
1974, §§ 32, 34, 37
3. Арзамасов Б.Н. Материаловедение - М.: Машиностроение, 1986, гл. 5
4. Солнцев Ю.П. и др. Материаловедение. – М.: «МИСИС», 1999
Часть 3. Отпуск стали
Цель работы: исследовать влияние изменения структуры в процессе
отпуска на прочностные свойства закаленной стали.
Содержание работы
Мартенсит, получающийся в результате закалки (Мз), имеет высокую
твердость, но очень низкую пластичность. Кроме этого значительным
SaveStud.Su
недостатком Мз является наличие больших остаточных растягивающих
напряжений, вызывающих нестабильность размеров и формы стальных
деталей.
Для придания закаленной стали оптимальной структуры и свойств,
требуемых в различных условиях применения, проводится обязательная
операция отпуска - нагрева закаленной на Мз стали до различных температур,
но ниже температуры эвтектоидного превращения. Следует отметить, что при
нагреве стали выше температуры эвтектоидного превращения и
последующем, достаточно медленном, охлаждении (операция отжига)
обеспечивается появление равновесной структуры, соответствующей
диаграмме состояния железоуглеродистых сплавов.
Для успешного выполнения работы необходимо знать процесс закалки
стали на Мз и изменения, происходящие в Мз при нагреве.
После закалки на Мз сталь находится в метастабильном состоянии.
Нагрев ускоряет термоактивационные процессы, переводящие сталь в более
равновесное состояние, при этом происходят превращения, изменяющие ее
структуру и свойства. Управляя процессом отпуска, можно получить
оптимальную структуру и свойства стали для разных условий применения.
Так, режущий и измерительный инструмент, для изготовления которого
используются инструментальные стали (0,7 – 1,3% С), должен обладать
высокой твердостью, износостойкостью, а также размерной стабильностью.
Для этого необходимо уменьшить остаточные напряжения, сохраняя высокую
твердость закаленной стали. В данном случае проводится операция низкого
отпуска (120-250°С), при котором происходит перераспределение С в Мз,
уменьшающее упругие искажения кристаллической решетки, за счет чего
снижаются остаточные напряжения до безопасного уровня. В результате
формируется мартенсит отпуска (Мо) и сложные высокодисперсные карбиды
железа. Структура и механические свойства стали при низком отпуске
изменяются мало (рис.1, 2), но повышается стабильность размеров и формы
изделий, а также уменьшается опасность самопроизвольного образования
трещин.
При среднем отпуске (350-450°С) избыточный С покидает
пересыщенный твердый раствор, в связи с чем Мз распадается с
образованием мелких (высокодисперсных) частиц цементита (Ц),
распределенных в феррите (Ф) - тростит (Т) (рис.1). Пластичность стали
незначительно увеличивается из-за появления объемов, занятых Ф,
перераспределения и некоторого снижения плотности дислокаций. Твердость,
как правило, несколько снижается (рис.2). Дислокации тормозятся за счет
взаимодействия друг с другом, а также с частицами Ц (см. «Дисперсионное
SaveStud.Su
упрочнение»). Средний отпуск чаще всего применяется для термической
обработки упругих элементов, при изготовлении которых, как правило,
используются рессорно-пружинные стали, содержащие 0,55 - 0,85% С.
При высоком отпуске (500-600°С) происходит дальнейшая
термодинамическая стабилизация структуры, что выражается в округлении и
укрупнении частиц Ц, причем их количество уменьшается (рис.1).
0
T, C
600
C
400
T
Mз
200
Мо
время
Рис. 1 Структура стали после отпуска
Образующаяся структура - сорбит (С) имеет еще более низкую
плотность дислокаций, чем в Т. Прочностные свойства продолжают
снижаться, а пластические - возрастать (рис. 2). Высокий отпуск после
закалки (улучшающая термическая обработка) применяется для
конструкционных сталей (0,30-0,55%С), обеспечивая оптимальный комплекс
механических свойств (повышенная прочность при достаточной
пластичности).
2
1
Рис. 2. 1 - относительное сужение (ψ ); 2 - твердость HB
В данной работе определяется влияние температуры отпуска на
твердость закаленной стали. Исследования проводятся на трех закаленных
образцах стали 45 (0,45% С). Эти образцы подвергаются отпуску при
различных температурах. Охлаждение образцов проводится в воде. Твердость
SaveStud.Su
определяется методом Роквелла. Полученные значения твердости
сравниваются с твердостью отожженного образца стали 45.
Анализ результатов работы сводиться к объяснению связи между
структурой стали, получаемой при различных режимах отпуска, и ее
твердостью.
Оборудование и материалы
1.
2.
3.
4.
Образцы стали 45 в закаленном состоянии.
Один образец стали 45 в отожженном состоянии.
Малогабаритные печи.
Прибор для измерения твердости по Роквеллу.
Порядок выполнения работы
1. Измерить твердость образцов по Роквеллу в отожженном (HRB) и
закаленном (HRC) состояниях.
Материал
Сталь 45
Состояние
Твердость
НВ, МПа
После отжига
После закалки
После 200°С
отпуска 400°С
600°С
2. Произвести отпуск каждого образца при определенной температуре.
Температуры отпуска - 200, 400, 600°С. Время выдержки 10 минут.
Охлаждение в воде.
3. Измерить твердость (HRC) образцов в отпущенном состоянии.
4. Перевести полученные значения твердости в единицы твердости по
Бринеллю (НВ).
5. Все значения твердости НВ внести в таблицу
6. Построить графическую зависимость твердости НВ от температуры
отпуска Тотп.
Содержание отчета
1. Цель работы.
2. Таблица с данными.
SaveStud.Su
3. График зависимости НВ от Тотп.
4. Схематическое изображение структур отпущенной стали (рис. 1).
5. Краткий анализ полученных результатов.
Контрольные вопросы
1. В чем состоит цель отпуска стали?
2. С чем связано изменение структуры закаленной стали при отпуске?
3. Как изменяется структура и свойства закаленной стали после
различных видов отпуска?
4. В чем отличия структуры и механических свойств отожженной и
высокоотпущенной стали?
5. Для каких сталей (с учетом их назначения) предназначен низкий,
средний и высокий отпуск?
Литература
1. Сидорин И.И. Основы материаловедения. - М.: Машиностроение,
1976, гл. ХI § 3
2. Новиков И. И. Теория термической обработки. - М.: Металлургия,
1974, § 47, 48
3. Новиков И.И. Дефекты кристаллической решетки металлов. - М.:
Металлургия, 1975
4. Арзамасов Б.Н. Материаловедение. - М.: Машиностроение, 1986, гл. 5
5. Солнцев Ю.П. и др. Материаловедение. – М.: «МИСИС», 1999
Часть 4. Дисперсионное упрочнение
Цель работы: исследовать влияние режимов дисперсионного
упрочнения на формирующуюся структуру и прочностные свойства
дюралюминия.
Содержание работы
При упрочняющей термической обработке, в процессе которой
производится закалка с получением пересыщенного раствора, может быть
использовано не только полиморфное превращение (перестройка
кристаллической решетки), но и характерное для многих сплавов изменение
растворимости твердых растворов при изменении температуры. К таким
SaveStud.Su
сплавам относятся, в частности, сплавы на основе алюминия, меди, никеля,
кобальта, железа, используемые на практике. Важно отметить, что
упрочнение, в данном случае, возникает за счет мелких (дисперсных) частиц,
выделяющихся в процессе распада пересыщенных твердых растворов.
Выполняя данную работу, следует помнить, что повышение
прочностных свойств металлических материалов, как правило, связано с
торможением
дислокаций
дефектами
кристаллической
структуры.
Упрочнение, вызываемое мелкими (дисперсными) частицами химических
соединений, называется дисперсионным. Степень торможения дислокаций
при этом упрочнении зависит от эффективного размера частиц (d),
расстояний между частицами (L) и равномерности распределения частиц.
Естественно, что с увеличением числа частиц значения d и L уменьшаются
(рис.1).
Lmax
dmax
а)
Lmin
Lopt
dopt
dmin
б)
в)
Рис. 1. Распределение частиц в объеме сплава
Рассмотрим три случая:
1) Структура состоит из редких, крупных частиц, тогда Lmax и dmax
(рис.1а). При этом дислокации могут легко пройти между частицами,
не прорезая их (рис.2а). Для движения дислокации достаточно
относительно небольшого напряжения σmin = (α· G·b)/Lmax, где G модуль сдвига; b - вектор Бюргерса; α - константа порядка единицы.
SaveStud.Su
Рис. 2. Прохождение дислокаций через систему частиц с разными
параметрами
2) Структура состоит из мелких, близко расположенных частиц
(рис.1б), тогда dmin и Lmin. При этом дислокациям легче прорезать
частицы за счет небольшого напряжения σmin, чем обогнуть их
(рис.2б).
3) Структура имеет оптимальные значения параметров системы частиц,
где dopt.и Lopt (рис.1в). В результате дислокациям одинаково трудно
как прорезать, так и обогнуть частицы. При этом напряжение,
необходимое для движения дислокации, наибольшее σmax (рис. 2в).
Кроме этого следует сказать, что когда частица мала, то на ее границе
кристаллическая решетка не прерывается, поэтому дислокация может пойти
через частицу. По мере укрупнения частицы возникает нарушение
непрерывности кристаллической решетки, в результате чего дислокация не
может прорезать частицу.
Таким образом, при дисперсионном упрочнении проблема состоит в
получении оптимальных параметров системы частиц, обеспечивающих
наибольшее упрочнение.
Дисперсионному упрочнению могут подвергаться сплавы - твердые
растворы с ограниченной растворимостью, уменьшающейся при понижении
температуры. Примером такого сплава может служить сплав на основе
алюминия – дюралюминий марки Д1 (~4,3% Сu, ~0,6% Мg, ~0,6% Мn, ост.
Al).
600
B
B
450
300
F
+CuAl2)+CuAl2)
A
150
C
Е
D
+ CuAl2
Al
A
5,7
% Cu
SaveStud.Su
5 - 7 суток
время
Рис. 3. Диаграмма состояния Al-Сu и схема процесса дисперсионного
упрочнения сплава Д1
Согласно диаграмме состояния Al-Сu (рис.3а) при T= 20°С в
отожженном состоянии (энергетически равновесном) дюралюминий состоит
из кристаллов α - твердого раствора Сu в Al, содержащих ~ 0,1% Сu и частиц
химического соединения CuAl2 (А на рис. 3б). В этом случае реализуется
вариант с большими частицами (dmax) и большими расстояниями между ними
(Lmax) как энергетически наиболее выгодный.
Для получения оптимальной структуры сначала необходимо избавиться
от крупных частиц, содержащихся в отожженном сплаве. Для этого
производится закалка – нагрев сплава до состояния однофазного твердого
раствора (В на рис. 3б) с последующим охлаждением с такой скоростью, при
которой не успевают произойти диффузионные процессы выделения из
твердого раствора избыточных атомов Сu. В результате оказывается
зафиксированным пересыщенный твердый раствор Сu в Al (С на рис. 3б).
Выделение из пресыщенного твердого раствора частиц второй фазы с
оптимальными параметрами возможно за счет естественного старения выдержки при комнатной температуре в течение нескольких суток (D на рис.
3б) или в процессе искусственного старения - выдержки при повышенной
температуре, что ускоряет выделение упрочняющих частиц (Е на рис. 3б).
Искусственное старение дюралюминия в большей степени, чем
естественное, понижает пластичность. Для многих сплавов возможно только
искусственное старение, в связи с тем, что температура 20°С оказывается
недостаточной для распада пересыщенного твердого раствора.
В работе предлагается исследовать степень упрочнения дюралюминия
Д1 в зависимости от температуры нагрева сплава при старении. Исследования
производятся на отожженных образцах сплава Д1, которые подвергаются
закалке, а затем старению при различных температурах. Степень упрочнения
оценивается по изменению твердости.
Анализ результатов работы сводиться к объяснению связи между
структурой дюралюминия, получаемой при различных режимах старения, и
его твердостью.
Оборудование и материалы
1. Образцы сплава Д1 в отожженном состоянии.
2. Малогабаритные печи.
3. Прибор для измерения твердости по Бринеллю.
SaveStud.Su
Порядок выполнения работы
1. Измерить твердость по Бринеллю (НВ) образцов в исходном
отожженном состоянии. Среднее значение твердости внести в
таблицу.
Материал
Дюралюминий
Д1
Состояние
Твердость
НВ, МПа
После отжига
После закалки
500°С
После
20°С
старения
180°С
300°С
2. Закалить образцы, нагревая их до температуры 500°С в течение 10
мин и охлаждая в воде.
3. Измерить твердость НВ образцов в закаленном состоянии.
4. Произвести старение, выдерживая каждый образец при
определенной температуре: 20, 180 и 300°С в течение 20 мин;
охлаждение - в воде.
5. Измерить твердость НВ образцов в состаренном состоянии.
6. Все значения твердости НВ занести в таблицу.
7. Построить графическую зависимость твердости НВ от температуры
старения (Тст).
Содержание отчета
1.
2.
3.
4.
5.
Цель работы.
Таблица с данными.
График зависимости НВ = f (Тст).
Рисунок 3.
Краткий анализ полученных результатов.
Контрольные вопросы
1. Какова физическая природа дисперсионного упрочнения?
2. Для каких сплавов возможно дисперсионное упрочнение?
3. Каким образом можно управлять параметрами системы частиц при
дисперсионном упрочнении?
SaveStud.Su
4. В чем состоит различие между искусственным и естественным
старением?
5. Из каких этапов термической обработки состоит дисперсионное
упрочнение?
6. В чем состоит влияние параметров d и L системы частиц на
эффективность дисперсионного упрочнения?
Литература
1. Сидорин И.И. Основы материаловедения. - М.: Машиностроение,
1976, гл. VIII, XV
2. Арзамасов Б.Н. Материаловедение. - М.: Машиностроение, 1986,
глава 5, 12
3. Солнцев Ю.П. и др. Материаловедение. – М.: «МИСИС», 1999
ЛАБОРАТОРНАЯ РАБОТА № 3
ТЕПЛОВЫЕ СВОЙСТВА МАТЕРИАЛОВ
Часть 1. Тепловое расширение сплавов – твердых
растворов
Цель работы: на примере системы Cu-Ni исследовать зависимость
теплового расширения сплавов – неограниченных твердых растворов
замещения от их состава.
Содержание работы
Изменение размеров твердого тела в зависимости от температуры
должно постоянно учитываться при проектировании технических устройств,
так как нередко определяет их работоспособность. С другой стороны
тепловое изменение размеров может быть использовано в измерительных
устройствах
и
исполнительных
механизмах.
Поэтому
знание
закономерностей этого явления необходимо для оптимального выбора
материалов.
Выясним физическую природу теплового расширения, анализируя
закон взаимодействия частиц (атомов, ионов, молекул).
Для двухатомной модели твердого тела (рис. 1) потенциальная энергия
межатомного взаимодействия U(r) складывается из энергии, обусловленной
SaveStud.Su
действием сил притяжения и отталкивания атомов, что может быть
представлено выражением:
m
n
U(r) = U(r)пр + U(r)отт = (-C/r ) + (D/r ),
здесь C и D константы; r – межатомное расстояние. Важно отметить,
что из-за различной физической природы сил притяжения и отталкивания
показатель степени m < n. Из условия m < n следует асимметрия закона
взаимодействия.
атомы
U(r)
r0
r
-U(r0)
Рис. 1. Кривые межатомного взаимодействия; -U (r0) - потенциальная
энергия в положении равновесия r0
Для удобства рассмотрения допустим, что атом, находящийся в начале
системы координат неподвижен, а второй атом – подвижен и может
совершать колебания около положения равновесия. По мере увеличения
кинетической энергии W, вызванного повышением температуры Т тела,
амплитуда колебаний подвижного атома будет увеличиваться. При этом его
среднее положение (центр колебаний) смещается вправо по кривой ab (рис.
2), что и соответствует тепловому расширению.
U
0
Рис. 2. Смещение центра колебаний атома с ростом кинетической энергии
колебаний W.
SaveStud.Su
Очевидно, что, чем больше энергия межатомной связи, равная /-U(r0)/,
тем выше температура плавления кристалла. Установлено также, что при
нагреве до температуры плавления большинство металлических материалов
увеличивают свой объем примерно на 7%. Это позволяет сделать следующий
вывод: чем больше температура плавления материала, тем меньше тепловое
расширение, приходящееся на один градус нагрева.
Количественной характеристикой теплового расширения тел является,
как известно, температурный коэффициент линейного расширения
αL = ∆L / (L0·∆T),
здесь ∆L - абсолютное удлинение при повышении температуры на
величину ∆T; L0 - начальная длина образца. Величина αL является средней для
данного температурного интервала ∆T. Истинная (дифференциальная)
величина коэффициента линейного расширения равна
αL =(dL / dT) 1/L0,
Найдем связь между коэффициентом теплового расширения и
параметрами межатомного взаимодействия.
Если колебания атомов в рассматриваемой модели достаточно малы, то
силу взаимодействия f (рис. 1) можно принять прямо пропорциональной
смещению x из положения равновесия r0
f = -α·х,
где α – константа взаимодействия; смещение x = r – r0
Данной линейной зависимости f от х соответствует параболический ход
кривой потенциальной энергии U(r) (кривая cd на рис. 3). При этом
изменение потенциальной энергии ∆U(r) может быть выражено через
смещение x:
2
∆U(r) = -U(r) - (-U(r0)) = (1/2)· α·x ,
с
Рис.3 Симметричный и асимметричный характер колебаний атома
SaveStud.Su
Очевидно, что в этом случае подвижным атомом совершаются
гармонические, то есть симметричные колебания и среднее смещение
относительно положения равновесия r0 <x> =0, что соответствует отсутствию
теплового расширения.
Однако, так как реальный закон взаимодействия асимметричен, то и
колебания должны иметь асимметричный характер. Приблизительный учет
асимметрии взаимодействия производится включением в выражение для
∆U(r) дополнительного члена, содержащего нечетную степень х:
2
3
∆U(r) = (1/2·α·x – 1/3·β·x ),
где β – константа взаимодействия.
Получим выражение для силы взаимодействия f с учетом асимметрии
взаимодействия
2
f = - d(∆U(r))/dx = - α·x + β·x ,
Анализ выражения для f показывает, что при изменении межатомного
расстояния сила притяжения изменяется более плавно, чем сила
отталкивания, что и отражает асимметрию взаимодействия. Поэтому при
сближении атомов результирующим взаимодействием является резкое
отталкивание и, как следствие, остановка атома на сближении – х. При
удалении действует в основном плавное притяжение и остановка атома на
удалении +х. Так как f(-x) = f(+x), то |+x| > |-x|. В результате по мере
увеличения энергии колебаний атомы все больше удаляются друг от друга,
совершая асимметричные колебания. Вследствие этого при Т >0K подвижный
атом колеблется около центра колебаний, смещенного относительно r0 на
среднюю величину <x> >0.
Полагая, что <f> =0, получим
2
<x> = (β/α)·<x >
Допустив, что тепловые колебания носят гармонический характер и
учитывая, что средняя потенциальная энергия колебаний атомов
2
∆U(r)=(1/2)·α·<x > равна средней кинетической энергии колебаний
W=(1/2)·k·T (k – постоянная Больцмана) получим
2
<x > = (k·T) / α.
В результате для средней величины смещения <х> реализуется
известное приближение
<х> = γ·k·T,
2
где
γ = β/α - коэффициент, учитывающий асимметричность
(ангармоничность) колебаний атомов и жесткость связей.
SaveStud.Su
Выражение для истинного коэффициента линейного расширения
применительно к модели из двух атомов и к атомной цепочке, состоящей из
атомов одного вида, можно записать
αL = (dx/dT)·1/r0.
Учитывая выражение для <x> можно найти темп смещения атомов от
положения равновесия в зависимости от температуры:
dx/dT = γ·k,
тогда
αL = γ·k·1/r0.
Если цепочка состоит из атомов различного вида А и В, то выражения
для αL можно преобразовать:
αL=((nАA·γАA+nАВ·γАВ+nВB·γВB) / N)·k·1/<r0>,
где nAA, nAB, nBB – число соседств атомов АА, АВ, ВВ; N – общее число
атомов в цепочке; <r0> - среднее расстояние между атомами в цепочке.
Формула позволяет прогнозировать поведение αL в сплавах различного
состава и строения.
Например, если атомы сплава образуют неупорядоченный твердый
раствор замещения, то в цепочке они располагаются случайным образом,
тогда количество пар атомов nАА, nАB, nBB, определяется вероятностью их
встречи в цепочке
2
nАА =1/2⋅NA⋅Z⋅NA/N=N⋅CA ,
где Z - число соседей атомов в цепочке; CA= NA/N – концентрация
2
атомов А; CA - вероятность встречи атомов А.
Аналогично можно показать:
2
nBB=N·CB ,
nАB=2N·CА·CB.
Путем подстановки получаем для неупорядоченного твердого раствора
2
2
αL = ((СA · γAA+ 2СA · СB· γAB+ СB · γBB)·k·1/<r0>).
Можно также вывести зависимость αL в упорядоченных твердых
растворах, механических смесях и сплавах, содержащих упорядоченную фазу
(например, химическое соединение).
Константы γAA, γBB определяются значениями коэффициентов
расширения компонентов сплавов и параметрами их кристаллических
решеток. Значение γAB в случае неупорядоченных твердых растворов можно
SaveStud.Su
оценить, сопоставляя теоретические и экспериментальные концентрационные
зависимости αL.
На величину αL мало влияет структурное состояние материала, наличие
в нем дефектов кристаллической решетки, однако, αL зависит от направления
в кристаллической решетке. Для поликристаллов αL может быть изотропным
из-за хаотичной ориентации зерен.
В
работе
экспериментально
определяется
концентрационная
зависимость коэффициента теплового расширения сплавов – твердых
растворов системы Cu-Ni.
Полученные результаты должны быть проанализированы на основе
физических представлений о влиянии состава и типа сплава на тепловое
расширение.
6
3
5
4
2
Рис. 4. Лабораторная установка
Оборудование и материалы
1. Набор образцов (1) системы Cu-Ni (рис. 4)
2. Установка, в которую входят кварцевые трубки 2, резьбовые втулки
3, термостат 4, кварцевые стержни 5, индикаторы 6, термометр.
Порядок проведения работы
1. Ознакомиться со схемой установки (рис.4).
2. Определить и занести в таблицу исходную температуру опыта t0.
3. Определить и занести в таблицу цену деления каждого индикатора –
m.
SaveStud.Su
4. Зарегистрировать начальные отсчеты n0 по положению больших
стрелок всех индикаторов 6 в строке таблицы, соответствующей
начальной температуре t0.
5. Включить термостат. Регистрировать отсчеты n в делениях шкал
индикаторов для всех образцов через каждые 20° (5 отсчетов до ~
120°С).
6. Рассчитать и занести в таблицу ∆L= (n - n0)·m.
7. На основании полученных результатов рассчитать и занести в
таблицу αL всех образцов по формуле αL =∆L/(L0·∆T) для интервала
температур ∆T= tmac- t0, где tmax - максимальная температура опыта.
Длина исследуемых образцов L0=120мм.
8. Построить графические зависимости ∆L от ∆T для всех образцов и αL
от состава сплава (%Сu).
Ni %
Cu %
m, мм
t, °C ∆Т,
К
100
0
n
∆L,
мм
75,7
24,3
n
∆L,
мм
49,8
50,2
n
∆L,
мм
25,3
74,2
n
∆L,
мм
0
100
n
∆L,
мм
αL, K-1
Содержание отчета
Цель работы.
Схема установки.
Формула расчета.
Таблица с результатами.
Расчет погрешности определения αL для Ni.
Графики зависимости ∆L от ∆T для всех образцов и αL от состава
сплава (%Cu).
8. Краткий анализ полученных результатов.
1.
2.
3.
4.
5.
7.
Контрольные вопросы
SaveStud.Su
1. Какова физическая природа теплового расширения кристаллических
тел?
2. Как количественно оценивается тепловое расширение материалов?
3. Как зависит αL от температуры плавления металлов?
4. Чем объяснить увеличение коэффициента теплового расширения с
ростом температуры?
Литература
1. Сидорин И.И. Основы материаловедения. - М.: Машиностроение,
1976, гл. ХХIV, § I
2. Лифшиц Б.Г. и др. Физические свойства металлов и сплавов. - М.:
Металлургия, I980, гл. IV
3. 3.Френкель Я.И. Введение в теорию металлов. - М.:ГИФМЛ, 1958,
гл. ХI
4. Арзамасов Б.Н. Материаловедение. - М.: Машиностроение, 1986, гл.
16
Часть 2. Тепловое расширение сплавов системы Fe-Ni
Цель работы: на примере исследования концентрационной
зависимости теплового расширения системы Fe-Ni изучить эффект аномально
малого теплового расширения.
Содержание работы
Физическая природа теплового расширения кристаллических тел (см.
«Тепловое расширение сплавов – твердых растворов») устанавливает
монотонный характер зависимости теплового расширения от температуры и
состава для неупорядоченных и неограниченных твердых растворов. Однако
в некоторых системах сплавов, например, таких как Fe-Ni, Fe-Ni-Co, Fe-CrCo, Fe-Ni-Cu наблюдается аномалия теплового расширения, которая
используется на практике для получения сплавов с заданными
коэффициентами теплового расширения. Такие сплавы применяются в
измерительной технике и в устройствах автоматики, в криогенной
аппаратуре, а также для сопряжения с материалами, имеющими
определенные коэффициенты расширения, в частности, в спаях со стеклами.
Так, в системе Fe-Ni имеется несколько сплавов с пониженными
коэффициентами теплового расширения, называемых сплавами инварного
SaveStud.Su
типа. Важно отметить, что малое значение коэффициентов теплового
расширения у сплавов инварного типа имеет место только при температурах
ниже точки Кюри, выше которой исчезают ферромагнитные свойства
материала. Это дает основание полагать, что аномально малое тепловое
расширение этих сплавов имеет ферромагнитную природу.
Особенностью ферромагнетизма сплавов инварного типа является
большая величина положительной объемной магнитострикции – увеличение
объема ферромагнетика под действием магнитного поля, в том числе
собственного магнитного поля, заключенного внутри доменов – небольших
намагниченных до насыщения областей, на которые разбит ферромагнетик.
При нагревании в интервале температур ниже точки Кюри намагниченность
доменов уменьшается. Это приводит к уменьшению величины
магнитострикции, что частично или полностью компенсирует тепловое
расширение. Таким образом, общий коэффициент теплового расширения
сплавов инварного типа (до точки Кюри) складывается из двух составляющих
αL = αT + αmx,
где αT - коэффициент линейного теплового расширения, связанный с
обычным тепловым расширением, (αT > 0); αmx - коэффициент линейного
теплового расширения, обусловленный уменьшением магнитострикции (αmx<
0).
На основе системы Fe-Ni созданы некоторые сплавы с заданными
коэффициентами теплового расширения – инвар, суперинвар, ковар и другие.
Инвар (36Н) - сплав железа с Ni (36%) имеет весьма низкое среднее
-6
-1
значение αL = 1,5·10 K в интервале температур (-60° - +100°С). Точка Кюри
этого сплава TК = 230°C. Инвар используется для изготовления
термобиметаллов, а также деталей, требующих высокой стабильности
размеров при изменении температуры.
Суперинвар (32НКД) - сплав железа с Ni (32%), Сo (4%) и Cu (0,7%) в
интервале температур
-6 -1
(-60 - +100°С) имеет αL = 1,0·10 К .
Ковар (29НK) – сплав на основе железа с Ni (29%) и Сo (17%) имеет αL
-6
-1
= 5,5·10 К , близкий к коэффициенту расширения твердых (тугоплавких)
стекол в интервале (-70 - +420°С), поэтому он широко используется для
соединения с твердыми стеклами.
47НД - сплав на основе железа с добавлением Ni (47%) и Cu (5%), αL =
9·10
-6
-1
К
в интервале (-70 - +440°С) близок к коэффициенту теплового
SaveStud.Su
расширения мягких (легкоплавких) стекол, поэтому его применяют в спаях с
этими стеклами.
-6 -1
58Н - сплав на основе железа с добавлением Ni (58%), αL = 11,5·10 К в
интервале (20 - +100°С) близок к коэффициенту теплового расширения стали,
в связи с этим его применяют для изготовления отсчетных шкал,
закрепляемых на стальных и чугунных деталях металлообрабатывающего
оборудования.
В данной работе исследуется зависимость теплового расширения
системы Fe-Ni от температуры и состава. Средний коэффициент линейного
теплового расширения для интервала температур ∆T рассчитывается по
формуле
αL = ∆L/(L0·∆T),
здесь L0 - длина образца при исходной температуре t0; ∆L - абсолютное
удлинение образца в интервале ∆T= tmax - t0, где tmax -конечная температура
данного интервала.
Полученные результаты должны быть проанализированы на основе
физических представлений о природе аномально малого теплового
расширения сплавов инварного типа.
8
3
6
5
4
2
7
Рис. 1. Лабораторная установка
Оборудование и материалы
1. Набор образцов (1) системы Fe-Ni.
3. Установка для проведения исследований (рис.1), в которую входят
кварцевые трубки 2, резьбовая втулка 3, термостат 4, кварцевые
стержни 5, индикаторы 6, термопара 7, подключенная к цифровому
вольтметру 8.
SaveStud.Su
Порядок проведения работы
1. Ознакомиться со схемой установки (рис.1).
2. Зарегистрировать начальные отсчеты n0 в делениях шкал по
положению больших стрелок всех индикаторов 6, данные занести в
таблицу в строку, соответствующую начальной ∆T= 0.
3. Определить и внести в таблицу цену деления индикаторов – m..
4. Измерения проводить, используя прилагаемую инструкцию по
проведению эксперимента.
5. Рассчитать и занести в таблицу n1 и ∆L. В связи с тем, что в этой
системе имеются сплавы с аномально низкими значениями αL, при
определении ∆L вводится поправка n1 на тепловое расширение
кварцевой системы, в которой находится образец (рис.1), поэтому
∆L = (n - n0)·m + n1,
где n - показания индикатора, фиксируемые в процессе опыта; n0 –
начальные отсчеты по индикаторам; m - цена деления индикатора, а
величина n1 определяется по формуле
n1= L0·αLкв·∆T,
-6
-1
где αLкв= 0,5·10
K
– коэффициент линейного теплового
расширения кварца; L0=75,0 мм.
6. На основании полученных результатов рассчитать αL всех образцов
по формуле
αL=∆L/(L0·∆T)
для максимального интервала температур ∆T= 180 К при L0=75,0 мм.
7. Построить графические зависимости ∆L от ∆T для всех образцов и αL
от состава (% Ni) сплава.
Fe %
Ni %
m, мм
∆Т, К n1,
мм
0
100
0
n
77,5
22,5
∆L,
мм
n
∆L,
мм
64
36
n
SaveStud.Su
58
42
∆L,
мм
n
0
100
∆L,
мм
n
∆L,
мм
αL, K-1
ИНСТРУКЦИЯ ПО ПРОВЕДЕНИЮ ЭКСПЕРИМЕНТА
Измерение температуры в данной работе производится с помощью
термопары, подключенной к цифровому вольтметру. Термопара (7) (рис. 1)
представляет собой два проводника из разных металлических материалов, два
конца которых спаяны и имеют температуру измеряемого объекта (“горячий
спай”), а другие два конца могут быть присоединены к измерительному
прибору (“холодный спай”) и имеют температуру окружающей среды. Как
известно, за счет разницы температуры между “холодным спаем” Т1 и
(“горячим спаем”) Т2 возникает разность потенциалов (ТермоЭДС или ТЭДС)
пропорциональная ∆Т= Т2 - Т1, величина которой регистрируется
измерительным прибором.
Измерение ТЭДС с помощью вольтметра В7-34 А:
1. Убедится в том, что термопара подключена к клеммам Hx, Lx
2. Включить тумблер “СЕТЬ” на вольтметре.
3. Включить кнопки: “U=“- измерение постоянного напряжения, “Т0” время измерения, “АВП” - автоматический выбор предела
измерения.
4. Произвести измерение ТЭДС в вольтах. Перевести в милливольты.
5. Определить величину ∆Т по таблице соответствия. Если величина ∆Т
составляет менее ±3 К (±0,12 мв), то можно приступать к
измерениям, считая ∆Т= 0. В противном случае следует обратиться к
преподавателю. Так как нагрев до максимального значения ∆Т=180 К
после включения кнопки “Нагрев” на пульте установки будет
происходить быстро (в течение 10 минут) рекомендуем заранее
ознакомиться со всей таблицей соответствия ТЭДС и ∆Т.
6. Включить тумблер “Сеть” на пульте установки. Убедиться в том, что
выключено “Охлаждение”.
7. Включить кнопку “Нагрев”. Через каждые 20 К фиксировать в
таблице показания индикаторов n в делениях шкалы до значения
∆Т=180 К.
8. Выключить “Нагрев”. При необходимости включить “Охлаждение”.
9. Перейти к пункту 5 Порядка проведения работы.
ТЭДС,
мВ
∆Т, К
0,00
0
0,80 1,61 2,43 3,26 4,10 4,92 5,73 6,53 7,33
20
40
60
80
SaveStud.Su
100
120
140
160
180
Содержание отчета
Цель работы.
Схема установки.
Формула расчета αL.
Таблица с результатами.
Расчет погрешности определения αL для инвара.
Графики зависимости ∆L от ∆T для всех образцов и αL от состава
сплава (%Ni).
7. Краткий анализ полученных результатов.
1.
2.
3.
4.
5.
6.
Контрольные вопросы
1. Какова физическая природа теплового расширения кристаллических
тел?
2. Как количественно оценивается тепловое расширение материалов?
3. Как зависит αL от температуры плавления металлов?
4. Чем объяснить увеличение коэффициента теплового расширения с
ростом температуры?
5. Как объяснить природу аномально низкого теплового расширения
инварных сплавов?
6. В каких системах сплавов наблюдается аномально низкий αL?
7. Где используются сплавы с заданными αL?
Литература
1. Сидорин И.И. Основы материаловедения. - М.: Машиностроение,
1976, гл. ХХIV, § I
2. Лифшиц Б.Г. Физические свойства металлов и сплавов. - М.:
Металлургия, 1980, гл. IV
3. Арзамасов Б.Н. М.: Машиностроение, 1986, гл. 16
4. Солнцев Ю.П. и др. Материаловедение. – М.: «МИСИС», 1999
Часть 3. Тепловая деформация термобиметалла
Цель работы: исследовать зависимость деформации термобиметалла от
температуры.
SaveStud.Su
Содержание работы
Термобиметаллы применяются для изготовления элементов приборов и
устройств, чувствительных к изменению температуры (автоматические
тепловые выключатели, тепловые реле, реле времени, элементы термометров
и регуляторов температур и т.п.).
Термобиметалл представляет собой пластину, состоящую из двух
жестко соединенных слоев металлов с резко отличающимися
коэффициентами теплового расширения. Слой с большим значением
коэффициента теплового расширения принято называть активным, а с малым
– пассивным.
При изменении температуры термобиметаллическая пластина упруго
изгибается. Стрелу прогиба f пластины, свободно лежащей на двух опорах
(рис. 1), можно вычислить по формуле
2
f = 3/16·[L ·(α1 - α2) / (h1+h2)] ·∆T,
где L- длина пластины между опорами; α1, α2- температурные
коэффициенты расширения активного и пассивного слоев; h1, h2 – толщины
слоев; ∆Т - изменение температуры пластины. Равенство соблюдается, если
2
2
E1·h1 = E2·h2 , где E1, E2- модули упругости материалов слоев.
К термобиметаллу предъявляются следующие требования:
- отсутствие пластической деформации в рабочем диапазоне температур и
нагрузок;
- высокая чувствительность деформации f к изменению температуры;
- линейная зависимость деформации от температуры;
- размерная стабильность и постоянство свойств.
Для реализации этих требований материалы слоев термобиметалла
должны иметь по возможности большую разницу между α1 и α2, высокие
пределы упругости и модули упругости, а также должны сохранять
неизменными структуру и фазовое состояние в рабочем диапазоне
температур.
В термобиметаллах материалом активного слоя может служить сплав
железо - никель с содержанием никеля 20.. .25%, который в системе сплавов
-6
-1
Fe-Ni имеет наибольший коэффициент теплового расширения αL= 20·10 K .
Этот сплав является немагнитным и имеет аустенитную структуру. В
качестве активной составляющей в термобиметалле могут использоваться
также латуни (сплавы Cu и Zn), например, Л62, Л90.
SaveStud.Su
Материалом пассивного слоя в термобиметаллах чаще всего служит
сплав Fe с 36% Ni (36Н), называемый инваром, имеющий в системе сплавов
-6
-1
Fe-Ni наименьший коэффициент теплового расширения αL= ~1,5·10 К .
Термобиметаллы обозначаются символом ТБ и последующими четырьмя
цифрами, например, ТБ0921. Первые две цифры отражают величину
удельного изгиба (изгиб свободного конца термобиметаллической пластинки
длиной 100 мм и толщиной 1 мм при нагревании на 1°С), две последние
цифры обозначают коэффициент чувствительности термобиметалла
(условная разность коэффициентов теплового расширения активного и
пассивного слоев термобиметалла).
Полученные результаты должны быть проанализированы на основе
представлений о физической природе аномально малого теплового
расширения сплавов инварного типа
Рис. 1. Лабораторная установка
Оборудование и материалы
1. Установка (рис.1) для проведения исследований, в которую входят:
термостат 2, кварцевый стержень 5, индикатор 4, термометр 6, опоры
3.
2. Термобиметаллическая пластина (1).
Порядок проведения работы
1. Ознакомиться со схемой установки, показанной на рис.1.
2. Внести в таблицу 1 исходные температуру опыта t0 и показания
индикатора n0 в мм.
Таблица 1
t, °С
SaveStud.Su
n, мм.
3. Включить термостат. Фиксировать в таблице 1 изменение стрелы прогиба
пластины через каждые 20° до 160° С, внося результаты в таблицу 1.
4. На основании полученных данных рассчитать и занести в таблицу 2
величину стрелы прогиба пластины fэ = nn- n0 и приращения температуры
∆Т = tn- t0.
Таблица 2
∆T, K
fэ, мм.
fT,, мм.
5. Построить экспериментальную кривую зависимости fэ от ∆T.
6. Рассчитать и внести в таблицу 2 величину прогиба fT . Построить на том
же графике теоретическую кривую зависимости величины прогиба fT от ∆Т
в исследуемом интервале температур. При расчетах использовать
следующие параметры ТБ пластины:
-6
-1
-6
-1
α1= 15·10 К ; α2= 1,5·10 К ; h1+h2=2,4 мм; b= 160 мм.
Содержание отчета
1. Цель работы.
2. Схема установки.
3. Расчетная формула для определения стрелы прогиба f
термобиметаллической пластины.
2. Заполненная таблица 2.
3. График зависимости fэ и fT от ∆T.
Контрольные вопросы
1. Что называется термобиметаллами?
2. Из каких материалов изготовляются пассивный и активный слои
термобиметалла?
3. Какие основные требования предъявляются к термобиметаллу?
4. Какими параметрами оценивается температурная чувствительность
термобиметалла?
4. Какого знака напряжения возникают вблизи границы соединения в
выпуклой и вогнутой частях термобиметалла?
SaveStud.Su
5. Где применяются термобиметаллы?
Литература
1. Пятин O.K. Материалы в приборостроении и автоматике. - М.:
Машиностроение, 1969, гл. 5, с.301, 317—321.
2. Феодосьев В.И. Избранные задачи и вопросы по сопротивлению
материалов. - М.: Машиностроение, 1953, с. 127.
Часть 4. Теплопроводность металлических материалов
Цель работы: определить коэффициент теплопроводности металла.
Содержание работы
В твердых телах происходит самопроизвольный перенос тепла от более
нагретых частей тела к менее нагретым, интенсивность которого обусловлена
способностью материала проводить тепло.
Явление теплопроводности учитывается при расчете тепловых
режимов работы деталей и изделий или используется для обеспечения отвода
тепла из зон тепловыделения, для равномерного распределения температуры
в деталях, а также в целях тепловой изоляции.
В изотропном твердом теле распространение тепла в направлении x,
перпендикулярном некоторой площади S, описывается уравнением Фурье:
(d Q/dt)/S = – λ⋅dT/dx,
где dQ – количество тепла, проходящее за время dt через площадь S; Т –
температура; λ – коэффициент теплопроводности. Знак “минус” означает, что
поток тепла направлен против градиента температуры dT ⁄ dx, то есть от
горячей области к холодной.
В твердых телах имеют место два основных механизма переноса
тепловой энергии:
- за счет связанных тепловых колебаний атомов;
- электронами проводимости.
Связанные колебания атомов относительно положений равновесия
можно рассматривать как совокупность распространяющихся в теле упругих
волн.
Частота колебаний (длина волн) и соответствующая им энергия могут
принимать только определенные (дискретные) значения. Это позволяет, по
аналогии с квантовой теорией света, представить такие колебания (моды) как
SaveStud.Su
подвижные квазичастицы – фононы, заполняющие объем тела в виде газа.
Фононы при своем движении сталкиваются с другими фононами (фононфононное взаимодействие) и со статическими дефектами, теряя при этом
энергию. Как и в случае рассмотрения процессов переноса в классическом
газе теплопроводность λреш, обусловленную переносом энергии фононным
газом, можно записать как:
λреш = 1/3·CVф·<υф>·<lф>
где CVф – теплоемкость единицы объема тела, связанная с тепловыми
колебаниями атомов; <υф> - средняя скорость фононов, близкая к скорости
звука в теле; <lф> - средняя длина свободного пробега фононов между двумя
последовательными актами рассеяния энергии, вызванными столкновениями
фононов между собой или со статическими дефектами решетки.
lФ
СVф
а)
T
б)
Т
в)
Т
Рис. 1. Температурные зависимости СVф <lф>, λреш для теплопроводности
решетки
Зависимость λреш от температуры (Т) (рис. 1в) определяется, в основном,
температурным изменением величин СVф и <lф>. Скорость фононов <υф>
почти не изменяется, так как скорость звука слабо зависит от Т.
Влияние Сvф на величину λреш (рис. 1а,в) проявляется через зависимость
концентрации фононов, переносящих энергию, от Т. При низких Т таких
фононов мало, а, значит, мала переносимая ими суммарная энергия, что
соответствует небольшим значениям Сvф и λреш. С повышением Т энергия
отдельных фононов и их концентрация увеличиваются, при этом Сvф растет
до некоторого постоянного значения. Это приводит к прекращению роста
λреш, что соответствует максимуму на кривой в).
Влияние <lф> на величину λреш с ростом Т (рис. 1б,в) обусловлено
изменением частоты взаимных столкновений фононов. При низких Т
концентрация фононов очень мала, вследствие чего они редко сталкиваются
SaveStud.Su
между собой, что соответствует максимальной <lф>, ограниченной
поверхностями раздела, например, границами зерен и размерами тела.
Повышение Т приводит к резкому росту концентрации фононов, в связи с чем
их столкновения становятся более частыми. Это вызывает уменьшение <lф>,
что является определяющим фактором уменьшения λреш.
Электронная теплопроводность λэл характерна для металлических
материалов и во многом сходна с явлением электропроводности. В процессе
переноса тепла электроны передают энергию решетке за счет взаимодействия
с фононами. При рассмотрении электронной теплопроводности можно
воспользоваться соотношением, похожим на соотношение для фононного
газа:
λэл = 1/3·CVэл· υF ·<lэл>,
где CVэл – теплоемкость электронного газа; υF –скорость электронов;
<lэл> – средняя длина свободного пробега электронов между столкновениями
с фононами и статическими дефектами тела.
Зависимость λэл от температуры Т
определяется, в основном,
температурным изменением величины <lэл> и CVэл Скорость электронов υF
почти не изменяется.
Для понимания влияния CVэл на λэл необходимо иметь ввиду, что
электроны в электронном газе подчиняются принципу Паули: на одном
энергетическом подуровне может находиться не более двух электронов (рис
2).
EF
E
T=0K
a)
T>0K
б)
Рис. 3 Распределение электронов по энергиям в металле
Поглощение электроном энергии означает его переход на более высокие
энергетические подуровни. Из этого следует, что поглощать тепловую
энергию и участвовать в процессе ее переноса могут только электроны,
имеющие возможность перейти на более высокие свободные энергетические
подуровни, то есть уже находящиеся на самых высоких подуровнях. Такие
SaveStud.Su
электроны имеют большую и практически неизменную скорость υF. При
низких температурах их концентрация очень мала по отношению к общей
концентрации электронов, поэтому поглощаемая и переносимая ими
суммарная энергия также невелика и, как следствие, мала CVэл и λэл (рис.3).
λ
эл
Т
Рис. 3. Температурная зависимость λэл
Но с повышением Т концентрация электронов проводимости растет,
несколько увеличивая CVэл и, соответственно, λэл металла.
С другой стороны при температурах близких к 0К невысока
концентрация фононов, поэтому электрон-фононное взаимодействие
маловероятно, и <lэл> ограничена только примесями и дефектами решетки.
Рост температуры приводит к увеличению числа фононов и электронов
проводимости, вследствие чего <lэл> начинает уменьшаться за счет более
частых электрон-фононных столкновений, что способствует уменьшению λэл.
Поэтому в области низких температур малая λэл объясняется низкой
концентрацией электронов проводимости несмотря на большую <lэл>. В
области максимума λэл уже достаточно велика концентрация электронов
проводимости и еще не слишком мала <lэл>. В области высоких температур,
несмотря на увеличение концентрации подвижных электронов, они имеют
резко уменьшающуюся <lэл>, что понижает результирующую λэл.
Между удельной электронной теплопроводностью λэл и удельной
электрической проводимостью σ чистых металлов выполняется соотношение:
λэл/σ = L·T,
-8
2
где L=2,45·10 Вт·Ом / К - число Лоренца.
Поскольку в диэлектриках концентрация электронов проводимости
чрезвычайно мала, то теплопроводность диэлектриков обусловлена фононной
теплопроводностью.
SaveStud.Su
Теплопроводность металлов в общем случае складывается
теплопроводности, обеспеченной фононами и свободными электронами:
λ = λреш + λэл
из
Однако в связи с тем, что υF значительно больше <υф> электронная
теплопроводность примерно в 100 раз превышает теплопроводность,
обусловленную фононами, поэтому металлы проводят тепло лучше, чем
диэлектрики. Фонноной составляющей теплопроводности в данном случае
можно пренебречь.
Зависимость теплопроводности от состава в сплавах твердых растворах
и механических смесях имеет характер схожий с концентрационной
зависимостью электропроводности. Для неупорядоченных твердых растворов
зависимость теплопроводности имеет минимум в районе 50 % (атомных), так
как при этом концентрация статических точечных искажений решетки,
вызванных присутствием атомов разного вида, будет максимальной (рис.4)
(см. «Удельное электрическое сопротивление сплавов – твердых растворов»).
При упорядочении твердых растворов происходит резкое увеличение
теплопроводности. Для сплавов - механических смесей суммарная
теплопроводность
складывается
из
теплопроводности
отдельных
составляющих с учетом их объемной доли и расположения относительно
потока тепла. Однако, величина теплопроводности в данном случае не
превышает теплопроводность чистых компонентов (см. «Удельное
электрическое сопротивление сплавов - механических смесей»).
λ
A
%В→
B
Рис. 4. Концентрационная зависимость теплопроводности для
неупорядоченных твердых растворов
В данной работе для определения теплопроводности используется
метод Кольрауша, основанный на измерении разницы температур между
серединой и концами тонкого проволочного образца, нагреваемого
электрическим током (рис. 5).
SaveStud.Su
За счет продольного потока тепла, середина образца оказывается более
нагретой, чем его концы, закрепленные на массивных медных токоподводах.
Если разность потенциалов между концами образца равна U, а температура в
середине и на концах Тс и То соответственно, то для образца, находящегося в
вакууме, без учета потерь на излучение выполняется соотношение
2
Tс – To = ∆T = U / (8·ρ·λ ), (1)
T
где λ − коэффициент теплопроводности материала нагретого образца,
Τ
ρ − удельное электрическое сопротивление.
Изменение средней температуры образца ∆Тср по отношению к To.
определяется по изменению его электрического сопротивления ∆R с учетом
известного табличного значения αρ при 20°С:
∆Tср = (RT – R0) / (αρ·R0), (2)
где ∆Tср- изменение средней температуры образца; RT – сопротивление
нагретого образца; R0 – сопротивление при 20°С; αρ - температурный
коэффициент удельного сопротивления.
Разница температур между серединой образца и его краями
определяется из следующего равенства:
∆Т=2∆Тср (3)
Таким образом, измерив сопротивление образца при нормальных
условиях и в нагретом состоянии, а также ток I, протекающий в образце, зная
его
геометрические
размеры,
можно
определить
коэффициент
теплопроводности
2
2
2
2
2
λΤ = U /(8·ρT·∆T) = I ·RT ·l0 /(8·RTS0·∆T) = I ·RT· l0 /(8·S0·∆T) = I ·RT·l0
/(16·S0·∆Tср), Вт/(м·К), (4)
где l0 - длина образца; S0 – площадь сечения образца.
Полученные результаты должны быть проанализированы на основе
представлений о физической природе теплопроводности металлических
материалов.
SaveStud.Su
Рис. 5. Схема установки для определения теплопроводности
Оборудование и материалы
1.
Источник тока (до 150 mA).
Ключ.
2.
3.
Образец в вакуумной камере.
Вольтметр В7-34А
4.
5.
Миллиамперметр.
Образец нагревается от источника тока 1. Измерение сопротивления R
образца 3 производится с помощью цифрового вольтметра 4 в режиме
измерения сопротивлений. Величина силы тока I устанавливается по
амперметру 5.
Порядок выполнения работы
1. Включить вольтметр 4, установить режим измерения сопротивлений,
нажав следующие кнопки:
“R” – режим измерения сопротивлений,
“АВП” – автоматический выбор предела измерений,
“ R 2-х пр” – двухпроводная схема измерения сопротивления.
2. Определить сопротивление R0 образца до нагрева. Все данные
занести в таблицу.
I, l0, м S0, м2 R0,
mA
Ом
90
RT,
Ом
RTср,
Ом
αρ,
K-1
∆Тср,
К
0,06 0,785
SaveStud.Su
∆Т,
К
λ,
Τ
Вт/(м·K)
λ0,
Вт/(м·K)
·10-8
120 0,06 0,785
·10-8
150 0,06 0,785
·10-8
3. Подать ток накала на образец для чего на вакууметре включить
тумблеры «сеть 220в», «вакууметр термопарный», ключ 2. Ручкой
«величина тока накала» установить по миллиамперметру 5 величину
силы тока I=90 mA.
4. Поддерживая величину силы тока I постоянной, произвести нагрев
образца 3 до полной стабилизации показаний вольтметра в режиме
“R” (~5 минут).
5. Разомкнув ключ 2, измерить сопротивление образца RT.
6. Повторить измерение 5 раз (пункты 4, 5). Рассчитать среднюю
величину RТср.
7. Повторить измерения при I=120 mA и I=150 mA
8. Рассчитать ∆Tср по формуле 2 с учетом табличного значения αρ для
данного образца (получить у преподавателя).
9. Рассчитать величину λ по формуле 4 и вычислить величину λ0 при
Τ
20°С.
10. По полученным значениям λ0 определить материал образца,
используя табличные данные.
Содержание отчета
1.
2.
3.
4.
5.
Цель работы.
Схема установки.
Формулы расчетов.
Таблица с данными.
Краткий анализ полученных результатов.
SaveStud.Su
Контрольные вопросы
1.
2.
3.
4.
В чем состоит основной механизм теплопроводности диэлектриков?
В чем состоит основной механизм теплопроводности металлов?
Какие факторы и как влияют на величину теплопроводности?
В чем состоит измерение теплопроводности методом Кольрауша?
Литература
1. П.В. Павлов, А.Ф. Хохлов. Физика твердого тела - М.: Высшая
школа., 1985
2. Б.Г. Лифшиц, В.С. Крапошин, Я.Л. Линецкий. Физические свойства
металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1980
ЛАБОРАТОРНАЯ РАБОТА № 4
ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА МАТЕРИАЛОВ
Часть 1. Удельное электрическое сопротивление сплавов –
твердых растворов
Цель работы: исследовать закономерности изменения удельного
электросопротивления сплавов - твердых растворов в зависимости от
химического состава и температуры.
Содержание работы
В электротехнике и электронике в качестве проводников используются,
в основном, металлические материалы. Причем материалы с низким
сопротивлением электрическому току используют как проводники, а с
высоким сопротивлением, как резистивные материалы (для получения
сопротивлений и нагревательных элементов). Для грамотного использования
проводниковых материалов полезно понимать физическую природу
электропроводности и электросопротивления в металлических сплавах.
Высокая электропроводность металлов обеспечивается большой
концентрацией электронов проводимости. Длина распространяющихся по
металлу электронных волн по порядку величины сравнима с периодом
кристаллической
решетки.
Поэтому
всякое
нарушение
строгой
периодичности кристаллической решетки приводит к рассеянию электронных
волн и уменьшению их интенсивности по мере распространения в
SaveStud.Su
проводнике. Это проявляется в возрастании электрического сопротивления
металла. У металла со строго периодической совершенной кристаллической
решеткой сопротивление электрическому току должно отсутствовать.
Одна из причин, вызывающих нарушение строгой периодичности
заключается во влиянии различных дефектов строения, присутствующих в
реальных
металлических
материалах:
линейных
(дислокации),
поверхностных, объемных и, особенно, точечных. Такие дефекты образуют
статические искажения кристаллической решетки.
Вторая причина нарушения строгой периодичности заключается в
динамических (подвижных) искажениях кристаллической решетки,
вызванных тепловыми колебаниями атомов около положений равновесия.
Характеристикой сопротивления материалов электрическому току
является величина удельного электрического сопротивления ρ, численно
равная сопротивлению проводника единичной длины и единичной площади:
ρ = R*S/L (Ом*м),
где R- сопротивление, S – площадь поперечного сечения, L – длина
проводника.
В результате внешних воздействий на металлический материал,
например, при пластическом деформировании, при закалке, при облучении
частицами высоких энергий возрастает концентрация дефектов решетки,
таких как вакансии, междоузельные атомы, дислокации, и соответственно
увеличивается электросопротивление. Но даже значительная пластическая
деформация повышает его величину всего на несколько процентов. Закалка и
облучение могут привести к большему эффекту. Уменьшение степени
дефектности металлов путем их нагрева (отжига) увеличивает
электропроводность.
Присутствие в решетке металлического материала атомов внедрения и
замещения вызывает точечные статические искажения. Особенно сильно
искажают решетку атомы внедрения. Повышение концентрации примесных
атомов и содержания атомов второго компонента в твердом растворе (до
некоторых пределов) приводит к увеличению нерегулярности в
расположении атомов и, следовательно, к росту электросопротивления. В
связи с этим возникает возможность регулировать величину сопротивления
твердых растворов путем изменения их химического состава. Так, при
приближении неупорядоченных твердых растворов замещения, состоящих из
атомов вида А и В, к пятидесятипроцентной атомной концентрации
(эквиатомному составу) доли каждого из возможных атомных (ионных)
соседств в решетке (А-А, А-В, В-В) по порядку величины сравнимы друг с
другом (рис.1а).
SaveStud.Su
Рис. 1 Цепочки атомов А и В:
а) неупорядоченный твердый раствор; б) упорядоченный твердый раствор
Равновесные расстояния rАА, rАВ, rВВ между атомами в этих соседствах,
как правило, различны, за счет чего возникает наибольшее нарушение
периодичности кристаллической решетки. В результате можно ожидать, что
эффект рассеяния электронных волн в таких растворах и, соответственно,
величина электросопротивления также окажутся наибольшими (рис. 2,
сплошная кривая).
Если в твердом растворе имеет место упорядоченное расположение
атомов различного вида (дальний порядок твердого раствора) (рис. 1б), то
периодичность
кристаллической
решетки
сохраняется,
и
электросопротивление твердого раствора в результате упорядочения в
несколько раз снижается (рис. 2, пунктир).
Рис. 2. Пример влияния упорядочения величину ρ твердых растворов
системы «медь-золото»
Величина ρ может быть представлена в виде суммы двух
составляющих, учитывающих, соответственно, рассеяние электронных волн
на статических дефектах решетки ρст и на ее динамических искажениях ρТ:
ρ = ρст + ρТ.
SaveStud.Su
Измеряя остаточное сопротивление ρст при пониженной температуре
можно получить информацию о степени совершенства строения материала
(рис. 3)
Т
Рис. 3. Температурная зависимость ρ для проводника с дефектами
Величина, отражающая относительное изменение ρ при изменении
температуры, называется температурным коэффициентом удельного
электрического сопротивления αρ:
-1
αρ= 1/ρ·(dρ/dT), К .
На практике обычно пользуются средним значением αρ ср, относящимся
к некоторому интервалу температур ∆T (рис. 3):
-1
αρ ср= 1/ρ·∆ρ/∆T, К .
В лабораторной работе электрические свойства твердых растворов
замещения исследуются на примере системы «медь-никель», которая
характеризуется неограниченной растворимостью компонентов в твердом
состоянии.
Работа проводится по сокращенной или по расширенной программе (по
указанию преподавателя). В первом случае в опыте используется комплект
образцов I, во втором случае - комплект образцов II. Температуру образцов
комплекта II можно увеличивать в процессе испытания с помощью
нагревательного устройства.
Измерение электросопротивления образцов твердых растворов
производится с помощью измерительного моста или другого измерительного
оборудования (рис. 4).
SaveStud.Su
...
Рис. 4. Измерительная установка
Имеющиеся данные об образцах и результаты, полученные при
проведении работы, заносятся в таблицу 1 или 2 (в зависимости от номера
комплекта).
Полученные результаты должны быть проанализированы на основе
физических представлений о природе влияния состава и типа сплавов на их
электропроводность.
Оборудование и материалы
1.
2.
Измерительный
мост,
предназначенный
для
измерения
сопротивлений или другое измерительное оборудование.
Два комплекта образцов (I и II) медно-никелевых сплавов. Один из
комплектов (II) помещен в нагревательное устройство.
Порядок проведения работы
1.
2.
Настроить измерительное оборудование в соответствии с
приложенной инструкцией. Подключить образцы одного из
комплектов.
Провести измерения для каждого из образцов комплекта, данные
внести в таблицу.
Таблица 1
7
№ Химический S0·10 ,
L0,
R0,
ρ0,
2
состав,
(%)
обр
м
м
Ом Ом·м
Сu
Ni
1
0
100
0,66
1.53
2
20
80
0,49
1.29
3
40
60
0,34
0.612
SaveStud.Su
4
5
6
7
№
обр
1
2
3
4
5
6
7
3.
4.
5.
Хим.
состав
(%)
Сu Ni
0
10
20 80
40 60
60 40
67 33
80 20
100 0
60
67
80
100
40
33
20
0
S0, L0, R0,
м2 м Ом
0,49
0,66
0,66
0,28
Rt,
Ом
0.94
1.42
1.32
1.53
ρ0,
Ом·м
αR,, αL, αρ,
К-1 К-1 К-1
Таблица 2
ρt,
Ом·м
Если работа проводится по расширенной программе, то после
измерения начального сопротивления всех образцов R0 при t0 =
200С включить нагревательное устройство с комплектом II.
Измерять сопротивление Rt образцов, нагретых до tк = 120°С.
Вычислить начальное значение удельного электросопротивления ρ0
для каждого сплава по формуле
ρ0 = R0·(S0 / L0), Ом·м,
2
где S0 -площадь поперечного сечения образца, м ; L0 - длина его рабочей
части, м.
Вычислить значения средних температурных коэффициентов
6.
удельного электросопротивления αρ для всех сплавов. По указанию
преподавателя вычисление может быть проведено с помощью
приближенной формулы, не учитывающей эффект термического
расширения образцов
αρ~ αR=(Rt - R0)/(R0·( tк - t0)),
здесь Rt - электрическое сопротивление образца, нагретого до tк; R0 - то
же самое при исходной (комнатной) температуре t0. Более точная формула,
учитывающая этот эффект
αρ = αR + αL,
SaveStud.Su
где αR- средний температурный коэффициент электросопротивления
образцов; αL- средний температурный коэффициент линейного расширения
исследуемых сплавов.
Данные о значениях αL исследуемых сплавов можно получить у
преподавателя или по результатам исследования теплового расширения
сплавов – твердых растворов.
7. Вычислить величину удельного электросопротивления каждого
сплава, нагретого до максимальной температуры по формуле
-1
8.
ρt= ρ0·(1+αρ·( tк -t0)), K .
На основании полученных данных построить концентрационные
зависимости величин ρ0, αρ и ρt системы Сu - Ni.
Содержание отчета
Цель работы.
Схема измерительной установки (рис. 4).
Заполненная таблица 1 или 2.
Графики концентрационных зависимостей величин ρ0, αρ и ρt
системы Сu - Ni.
5. Краткий анализ полученных результатов.
1.
2.
3.
4.
Контрольные вопросы
1. Какова физическая природа высокой электропроводности металлов?
2. Как и почему изменяется удельное электросопротивление металлов
при пластической деформации, термообработке и облучении
частицами высоких энергий?
3. Почему удельное электросопротивление неупорядоченных твердых
растворов больше, чем чистых металлов?
4. Почему концентрационная зависимость ρ неупорядоченных твердых
растворов проходит через максимум в окрестности эквиатомного
состава?
5. Как и почему изменяется удельное электросопротивление твердых
растворов при упорядочении?
Литература
SaveStud.Su
1. Сидорин И.И. Основы материаловедения. - М.: Машиностроение,
1976, гл. ХХV, § I – 3
2. Лившиц Б.Г., Крапошин B.X., Линецкий Я.С. Физические свойства
металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1960, гл.III, § I, 3- 6
3. 3.Арзамасов Б.Н. Материаловедение - М.: Машиностроение, 1986, гл.
17
4. Солнцев Ю.П. и др. Материаловедение. – М.: «МИСИС», 1999
Часть 2. Удельное электрическое сопротивление сплавов –
механических смесей
Цель работы: исследовать закономерности изменения удельного
электросопротивления сплавов - механических смесей в зависимости от их
химического состава.
Содержание работы
На основе физических представлений об электропроводности изучаются
электрические свойства сплавов, представляющих собой механические смеси
двух нерастворимых друг в друге компонентов, образующих две фазы сплава.
Известно, что электросопротивление подобной двухфазной системы
зависит от величины удельного электросопротивления каждого из
компонентов, от химического состава сплава, представленного объемной
долей компонентов и от структуры сплава.
В
противоположность
твердым
растворам
удельное
электросопротивление (ρспл ) механической смеси не выходит за пределы
значений ρ чистых компонентов.
Рис. 1. Схема предельных случаев направления измерений Rспл
SaveStud.Su
Рассмотрим два предельных случая измерений Rспл (рис. 1): а) вдоль фаз
А и В, сгруппированных в виде непрерывных слоев; б) в поперечном
направлении.
Формулы для расчета удельного электросопротивления сплава ρспл в
обоих вариантах:
а) ρспл = (ρА· ρВ)/( ρА· СВ+ ρВ · СА),
б) ρспл = СА·ρА+ СВ·ρВ,
где СА , ρА, СВ, ρВ - объемная доля и удельное электросопротивление
компонента А и В, соответственно.
Кривые (рис. 2) представляют собой концентрационные зависимости
ρспл сплавов для каждого из случаев.
Рис. 2. Графики концентрационных зависимостей ρспл для механических
смесей
Структура реальных сплавов – механических смесей является, как
правило, промежуточной между двумя приведенными случаями.
Соответственно и концентрационная зависимость величины ρспл реальных
сплавов должна находиться между кривыми а) и б).
В работе экспериментально определяется конкретный вид
концентрационной зависимости удельного электросопротивления для
системы сплавов – механических смесей висмут (Bi)-кадмий (Сd).
Измерение величины электросопротивления образцов Rспл сплава
производится с помощью измерительного моста (рис.3) или цифрового
вольтметра.
SaveStud.Su
...
Рис. 3. Электрическая схема измерительной установки
Оборудование и материалы
1. Измерительный мост или другое оборудование, предназначенное для
измерения сопротивлений.
2. Комплект образцов сплавов системы Bi - Cd.
Порядок выполнения работы
1. Настроить измерительное оборудование, используя приложенную
инструкцию. Подключить образцы комплекта.
2. Провести измерения для каждого из образцов комплекта. Все данные
внести в таблицу.
№
обр
.
1
2
3
4
5
6
Хим.состав,
(%)
Bi
0
20
40
60
80
100
Cd
100
80
60
40
20
0
S0·106,
м2
L0,
м
1,43
1,43
1,43
1,43
1,43
1,43
1,43
0,270
0,270
0,270
0,270
0,270
0,270
0,270
Rспл,
Ом
ρспл,
Ом·м
3. Вычислить величину удельного электросопротивления ρспл для
каждого сплава исследуемой системы:
ρспл =Rспл · S0/L0.
4. На основе полученных данных построить концентрационную
зависимость величины ρспл сплавов системы Bi - Cd.
SaveStud.Su
Содержание отчета
Цель работы.
Схема измерительной установки (рис.3).
Заполненная таблица.
График
концентрационной
зависимости
электросопротивления ρспл сплавов системы Bi - Cd.
5. Краткий анализ полученных результатов.
1.
2.
3.
4.
удельного
Контрольные вопросы
1. В каких пределах находится удельное электросопротивление ρспл
сплавов – механических смесей?
2. Что влияет на характер концентрационной зависимости
величины ρспл в механических смесях?
3. Целесообразно ли использовать сплавы – механические смеси в
качестве материалов с повышенным удельным сопротивлением,
например, для создания проволочных резисторов?
4. Целесообразно ли использовать сплавы – механические смеси в
качестве материалов повышенной прочности с низким удельным
сопротивлением, например, для создания прочных проводников?
Литература
1. Сидорин И.И. Основы материаловедения. - Л.: Машиностроение,
1975, гл. ХХV, § I
2. Лившиц Б.М., Крапошин B.X., Линецкий Я.С. Физические свойства
металлов и сплавов. - М.: Металлургия, I980, гл.III, § 1, 3- 5, 8
3. Арзамасов Б.Н. Материаловедение. - М.: Машиностроение, 1986, гл.
17
Часть 3. Магнитные свойства ферромагнетиков в
зависимости от состава
Цель работы: исследовать изменение магнитных свойств железа в
зависимости от концентрации легирующих элементов.
Содержание работы
SaveStud.Su
При разработке технических устройств большое внимание уделяется
магнитным свойствам материалов, которые должны быть учтены или
использованы. При этом находят применение материалы, как с высокой, так и
с низкой магнитной восприимчивостью. Например, для изучения магнитного
поля Земли требуются суда, корпуса которых не должны намагничиваться,
для концентрации магнитного потока в трансформаторах применяют
материалы, которые легко намагничиваются и размагничиваются, а для
получения постоянных магнитов используют материалы, сохраняющие
намагниченность после извлечения из намагничивающего поля. Уровень
магнитных свойств ферромагнетиков во многом определяется примесями и
структурными несовершенствами, всегда присутствующими в материале.
Как известно, вещество, помещенное в магнитное поле напряженностью
Н (А/м), приобретает намагниченность
J = kм·Н (А/м),
где kм – безразмерный коэффициент магнитной восприимчивости. При
этом в веществе будет присутствовать суммарное поле, магнитная индукция
которого В (Тл) равна:
В = В0 + Ввн = µ0·Н + µ0·J = µ0·Н + µ0· kм·Н = µ0·µ·Н
-7
где µ0 = 4π·10 Гн/м, – магнитная постоянная, µ = 1+ kм – относительная
магнитная проницаемость, безразмерная величина, показывающая, во сколько
раз магнитная индукция В больше магнитной индукции в вакууме В0.
Все вещества по магнитным свойствам разделены на следующие
группы: диамагнетики (µ<1), парамагнетики (µ>1), ферромагнетики (µ>>I),
антиферромагнетики (µ~I) и ферримагнетики (µ>>I).
Рассмотрим
физические
причины
высокого
значения
µ
ферромагнетиков. Известно, что электроны обладают спином и представляют
собой подобие элементарных магнитов, имеющих наименьший магнитный
момент. Как известно, разрешенные энергетические состояния в атомах могут
занимать не более двух электронов с противоположным направлением
спиновых моментов. Результирующий магнитный момент такой пары равен
нулю. Однако для некоторых химических элементов спины электронов на
внешних орбиталях атомов оказываются неспаренными и вследствие этого не
скомпенсированными. В связи с этим возникает результирующий магнитный
момент, обеспечивающий парамагнитные и ферромагнитные свойства
материалов.
Для реализации ферромагнитного состояния необходимо выполнение
двух условий:
SaveStud.Su
во-первых, электронные оболочки атомов должны быть не полностью
заполнены, в результате чего в атомных остатках присутствуют неспаренные
электроны,
во-вторых, необходимо выполнение оптимального отношения
межатомного расстояния (a) к диаметру орбиталей (d), содержащих не
спаренные электроны (1,5 < a/d < 3,5). При этом становится энергетически
выгодна параллельность спинов неспаренных электронов атомных остатков,
вследствие чего возникает самопроизвольное (спонтанное) намагничивание.
Указанным двум условиям удовлетворяют некоторые переходные
металлы: низкотемпературная модификация железа ( Feα), кобальт, никель и
гадолиний. У этих ферромагнетиков точка Кюри положительна. При
отрицательных температурах ферромагнитные свойства проявляются у ряда
редкоземельных металлов.
Известно, что ферромагнитные материалы в магнитном отношении
-1
разбиты на домены – малые области (10 -100 мкм), спонтанно
намагниченные до насыщения. Ориентация вектора намагниченности
каждого домена совпадает с одним из немногих направлений в
кристаллической
решетке,
называемых
направлениями
легкого
намагничивания. Например, для ОЦК решетки Feα такие направления
совпадают с ребрами куба ячейки ОЦК.
В процессе намагничивания (рис. 1) происходит преобразование
доменной структуры ферромагнитного кристалла.
б)
а)
B=0
B>0
г)
в)
H<HS
H=HS
B<BS
B=BS
Рис. 1. Схема преобразования доменной структуры ферромагнетика
В отсутствии внешнего поля (рис. 1а) энергетически выгодна такая
взаимная ориентация векторов намагниченности доменов, при которой
магнитное поле замыкается внутри кристалла, а вне кристалла практически
–3
отсутствует. Стенки между доменами представляют собой тонкий (~10 мкм)
SaveStud.Su
граничный слой, в пределах которого направления магнитных векторов
атомов постепенно меняется (рис. 2).
Рис. 2. Поворот магнитных векторов отдельных атомов при переходе через
границу домена
При помещении кристалла во внешнее магнитное поле, домены,
векторы намагниченности которых составляют наименьший угол с
направлением вектора напряженности внешнего поля (Н), увеличивают свои
размеры за счет доменов, имеющих менее выгодную ориентацию вектора
намагниченности (рис. 1б). Это сопровождается смещением междоменных
стенок. В результате в кристалле формируется один домен с одним
направлением суммарного вектора намагниченности и, как следствие,
происходит рост индукции B магнитного поля вне кристалла (рис. 1в). По
мере дальнейшего увеличения Н происходит поворот суммарного вектора
намагниченности от направления легкого намагничивания до полного
совпадения с направлением поля Н (рис. 1г).
Анализ кривой намагничивания в координатах В - Н (рис. 3)
показывает, что на начальном участке (о-a), пока величина Н мала, движение
стенок носит обратимый характер. При возрастании H наблюдается быстрый
рост В (участок а-b), поскольку все большее число доменных стенок
вовлекается в движение. Происходящий при этом рост благоприятно
расположенных доменов обеспечивает основной вклад в результирующий
вектор намагниченности ферромагнетика в направлении поля H, а значит и в
величину магнитной индукции В. На участке а-b намагничивание для
реальных ферромагнетиков приобретает необратимый характер, то есть после
выключения внешнего поля доменные стенки уже не возвращаются в
исходное (рис. 1а) положение.
Дальнейший процесс намагничивания (рис. 3, участок b-c),
соответствующий повороту векторов намагниченности доменов до
совпадения с направлением поля Н носит обратимый характер и обеспечивает
приближение индукции к техническому насыщению ВS..
При температуре выше абсолютного нуля из-за дезориентирующего
теплового движения всегда существуют спиновые моменты с
неблагоприятной ориентацией. Их полная ориентация по направлению
SaveStud.Su
внешнего поля происходит только вблизи абсолютного нуля, а также при
высоких значениях Н (процесс истинного намагничивания – парапроцесс), но
вклад этого эффекта в общую намагниченность ферромагнетика незначителен
(рис. 3, участок c-d). На этом участке процесс намагничивания носит
обратимый характер. При снятии внешнего магнитного поля H из-за
необратимости намагничивания на участке (a-b) не происходит
восстановления первоначальной доменной структуры, следовательно, у
ферромагнетика сохраняется остаточная индукция Вr. Для уменьшения
величины индукции до нуля необходимо включить внешнее поле Н в
противоположном направлении и довести его до величины Нс, называемой
коэрцитивной силой.
BS
b
Рис. 3. Кривая намагничивания и размагничивания
Процесс намагничивания может быть полностью обратимым только в
случае идеального строения кристаллической решетки ферромагнетика.
Наличие в реальной кристаллической решетке дефектов таких, как точечные,
дислокации, границы зерен и субзерен, двойники, дефекты упаковки, частицы
химических соединений и других, затрудняет перемещение междоменных
стенок, что требует дополнительной затраты энергии намагничивающего
поля. Поэтому на процесс намагничивания и размагничивания влияют такие
факторы, как величина зерна и его ориентировка в ферромагнетике, условия
термической и других видов обработок, степень упорядочения твердых
растворов, температура.
В данной работе изменение магнитных свойств железа в зависимости от
концентрации легирующих элементов исследуется с помощью кривых
намагничивания, построенных для следующих материалов:
- особо чистое железо (около 0,006% С) - образец № 5;
- технически чистое железо (около 0,02% С) - образец № 2;
SaveStud.Su
- сталь марки 35 (около 0,35% С) - образец № 1;
- сталь У10 (около 1% С) - образец № 4.
Все материалы находятся в отожженном состоянии. Испытания
заключаются в намагничивании образцов и измерении их магнитной
индукции при увеличении напряженности магнитного поля.
Установка (рис. 4) состоит из электромагнита, в обмотку которого
подается постоянный ток. Между полюсами электромагнита помещается
исследуемый образец 2, предварительно вставленный в измерительную
катушку 3. Намагничивающий ток требуемой величины устанавливается с
помощью источника тока по амперметру 4. В установку встроена камера
размагничивания (на схеме не указана).
Трехполюсный переключатель 1 служит для изменения направления
тока в обмотке электромагнита. В момент изменения направления тока
намагничивающее поле меняет направление на противоположное, магнитный
поток образца пересекает витки измерительной катушки и индуцирует в ней
э.д.с. электромагнитной индукции, величина которой пропорциональна
магнитной индукции В исследуемого образца. Это вызывает отклонение
стрелки милливеберметра. Индукция В рассчитывается по формуле:
В = ∆α/(2W·S)
где W – число витков измерительной катушки, S – площадь поперечного
сечения образца, ∆α - отклонение стрелки милливеберметра от исходного
положения при изменении направления тока.
Для каждого образца необходимо вычислить величины В, полученные в
процессе намагничивания.
Экспериментальные результаты должны быть проанализированы на
основе физических представлений о влиянии состава ферромагнетиков на их
свойства.
Приборы и материалы
1. Измерительная установка.
2. Набор образцов.
Порядок выполнения работы
1. Ознакомиться со схемой установки (рис. 4).
SaveStud.Su
регулятор
тока
-
+
A
mWb
Рис. 4 Электрическая схема измерительной установки
2. Включить установку.
3. Размагнитить образцы:
- включить камеру размагничивания,
- внести образец в камеру вдоль оси и плавно вынести его на 0,2м.
- выключить камеру размагничивания.
4. Установить пределы измерения тока 100 мА. Включить ток в любом
направлении.
5. Установить значение силы тока по амперметру, равное 0.
6. Вставить образец в измерительную катушку. Поместить катушку
между полюсами электромагнита вниз контактами, закрепив ее
фиксатором.
7. Устанавливая значения силы тока (таблица 1) и, изменяя его
направление переключателем 1, снимать показания милливеберметра
α1 и α2 (мВб). Результаты занести в таблицу 1.
8. Вычислить и занести в таблицу 1 ∆α = α2 – α1.
I,
мA
9
18
36
54
Н,
KA/
м
0,2
0,4
0,8
1,2
Образец 1
Образец 2
α1,
α2, ∆α, α1,
α2 ∆α,
мВб
мВб
мВб
мВб
мВб
мВб
Образец 4
α1, α2, ∆α,
Таблица 1
Образец 5
α1 α2
∆α,
мВб
мВб
SaveStud.Su
мВб
мВб
мВб
мВб
72
90
125
180
250
360
540
720
1,6
2,0
2,8
4,0
5,6
8,0
12,0
16,0
Н,
Образец 1
KА/м (состав)
В,
∆α,
мВб Тл
Таблица 2
Образец 2 Образец 4 Образец 5
(состав)
(состав)
(состав)
В,
∆α, В,
∆α, В,
∆α,
Тл
мВб Тл мВб Тл
мВб
9. После окончания работы выключить установку.
10. Рассчитать и занести в таблицу 2, переводя ∆α в Вб, значения В (Тл)
при следующих параметрах величин, входящих в формулу: W = 40; S
-4 2
= 0,51·10 м .
11. На основании результатов построить для всех образцов на одном
графике кривые намагничивания: B= В(Н).
Примечания
1. При установке силы тока свыше 100 мА необходимо переключить
предел измерения тока на 1000 мА.
2. При установке тока больше очередного заданного значения следует
размагнитить образец и только после этого продолжить измерения. В
противном случае результаты измерений будут искажены.
3. Направление отклонения стрелки милливеберметра не имеет значения.
Если при измерениях стрелка выходит за пределы шкалы можно
откорректировать ее положение. Для этого:
4. выключить ток в цепи электромагнита;
5. левый переключатель милливеберметра поставить в положение
“корректор” (крайнее по часовой стрелке);
- правой рукояткой поставить стрелку на середину шкалы;
- переключить левый переключатель в положение “измерение” (среднее
положение).
SaveStud.Su
Содержание отчета
Схема установки.
Формула с указанием входящих в нее величин.
Заполненная таблица 2.
График В = В(Н) для всех исследованных образцов.
Расчет погрешности определения В для стали 35 при Н= 0,2; 2,8 и 16
КА/м (предел измерения милливеберметра - 10 мВб, класс точности
прибора - 0,5).
6. Краткий анализ полученных результатов.
1.
2.
3.
4.
5.
Контрольные вопросы
1. В чем заключается физическая сущность процесса намагничивания
ферромагнитных материалов?
2. В чем отличие процессов намагничивания идеального и реального
ферромагнетиков?
3. В
каких
случаях
проявляется
необратимость
процесса
намагничивания, и чем она обусловлена?
4. Какие структурные факторы влияют на процесс намагничивания?
5. Как влияет изменение температуры ферромагнетика на его
магнитные характеристики?
Литература
1. Сидорин И.И. Основы материаловедения. - М.: Машиностроение,
1976, гл. ХХII.
2. Лившиц Б.Г. и др. Физические свойства металлов и сплавов. - М.:
Металлургия, 1980, гл. II.
3. Фейнман Р. Фейнмановские лекции по физике - М.: Мир, 1977, том
7, гл. 37.
4. Арзамасов Б.Н. Материаловедение. - М.: Машиностроение, 1986, гл.
15
5. Солнцев Ю.П. и др. Материаловедение. – М.: «МИСИС», 1999
Часть 4. Магнитные свойства ферромагнетиков в
зависимости от структуры
SaveStud.Su
Цель работы: исследовать влияние изменения структуры стали на ее
основные магнитные характеристики.
Содержание работы
При изучении влияния химического состава на магнитные свойства
ферромагнитных материалов были рассмотрены общие вопросы процесса
намагничивания (см. «Магнитные свойства ферромагнетиков в зависимости
от состава»). В данном исследовании выявляется влияние структуры на
магнитные свойства одной из сталей (У10, 60Г, 45) после следующей
термической обработки: закалка, закалка и низкий отпуск (200°С), закалка и
средний отпуск (400°С), закалка и высокий отпуск (600°С).
Полученные результаты должны быть проанализированы на основе
представлений о физической природе влияния структуры ферромагнетиков на
их магнитные свойства.
Для измерений индукции насыщения, остаточной индукции,
коэрцитивной силы, магнитных потерь и магнитной проницаемости
ферромагнитных материалов, используется ферротестер.
Рис. 1. Электрическая схема ферротестера
Согласно схеме установки (рис.1) внутри намагничивающей обмотки 1,
длина которой значительно больше диаметра, расположены три
измерительных катушки 2 (А, В и С), две из которых А и В имеют одинаковое
число витков и включены последовательно навстречу друг другу. При
прохождении переменного тока через намагничивающую обмотку в
измерительных катушках возникает э.д.с. самоиндукции. При этом на концах
измерительной катушки С возникает сигнал в виде напряжения,
пропорционального производной по времени напряженности магнитного
поля dН/dt внутри намагничивающей обмотки. Напряжение на концах а и b
последовательно соединенных катушек А и В, в отсутствии образца, равно
SaveStud.Su
нулю. При введении испытуемого образца 6 в рабочее пространство одной из
измерительных катушек (А или В) на концах а и b возникает сигнал в виде
напряжения, пропорционального производной намагниченности J по времени
образца - dJ/dt. Полученные сигналы проходят интегрирующие цепи 3,
усилители 4 и попадают на отклоняющие пластины электронно-лучевой
трубки 5, в результате чего на экране прибора (рис. 2) наблюдается полный
цикл намагничивания (петля гистерезиса).
Рис. 2. Полный цикл намагничивания
С приближением, удовлетворяющим практическим требованиям,
величина J пропорциональна магнитной индукции В, то есть dJ/dt=dB/dt .
В данной работе производится определение магнитной индукции
насыщения ВS, остаточной индукции Br, коэрцитивной силы Нс и
дифференциальной магнитной проницаемости µd. Для этого необходимо
произвести настройку ферротестера и провести измерения следующим
образом:
1. Установить ручки прибора:
a) “EXСITING СURRENT” - I, II в положение 8;
b) “СAL. DIV” - в положение 1;
c) “GAIN” I, III - без лишних усилий, в крайнее левое положение;
d) “INTEGRATOR” I - черная 2;
e) “INTEGRATOR” II - черная 1;
f) “INTEGRATOR” III - черная 1;
g) “SELEСTOR” - положение 1;
h) “INP. SEL” - “TEST-A”.
2. Перевести сетевой переключатель на задней панели в положение
“ON” (через 20 секунд на экране появится изображение).
SaveStud.Su
3. Ручками “POSITION” I, II установить точку на экране электроннолучевой трубки (луч I) и перекрестие осей координат (луч II) на
середину координатной сетки.
4. В правое нижнее отверстие измерительной катушки, стоящей слева
от прибора, вставить исследуемый образец в футляре (до
ограничителя).
5. Ручками “GAIN” I, III и “POSITION” II установить концы петли
гистерезиса (рис. 2) в углах координатной сетки (по вертикали 60 мм,
по горизонтали 50 мм), при этом изображения петли гистерезиса и
осей координат должны быть сформированы возможно более
тонкими линиями (ручки “INTENSlTY” I, II и “FOСUS” I, II).
6. Произвести калибровку изображения петли гистерезиса:
a) переключатель “INP. SEL” перевести в положение “СALIBR-I”;
b) ручкой со шкалой “СALIBR. VOLTAGE” установить изображение
луча I по вертикали 60 мм, отсчитать по круговой шкале напряжение
VB (В), данные внести в таблицу 1;
c) переключатель “INP. SEL” перевести в положение “СALIBR-III”;
d) ручкой со шкалой “СALIBR. VOLTAGE” установить изображение
луча I по горизонтали 50 мм, отсчитать по шкале напряжение Vн (В),
данные внести в таблицу 1.
Таблица 1
Образец
VB,
B
VН,
В
Br,
мм
Нс ,
мм
YА,
мм
YВ,
мм
Закалка
Закалка, отпуск
2000 С
Закалка, отпуск
4000 С
Закалка, отпуск
6000 С
7. Используя петлю гистерезиса (рис.2), определить по координатной
сетке Br и Нс:
a) поставить переключатель “INP. SEL” в положение “TEST- A”;
b) измерить в миллиметрах Br и Hc, данные внести в таблицу 1
(удобнее измерять и делить пополам отрезки на горизонтальной и
вертикальной осях, отсекаемые петлей гистерезиса).
SaveStud.Su
8. Получить данные для расчета дифференциальной магнитной
проницаемости µd:
a) поставить “INTEGRATOR- I” в положение “DА”, “INP. SEL” в
положение “TEST- A”;
b) -ручкой “GAIN- I” добиться изображения (рис.3а ) в пределах
координатной сетки (максимум и минимум кривой должны
находиться на краях сетки, при этом YА= 30 мм);
c) поставить “INP. SEL” в положение “TEST-B”, снять отсчет YВ
(рис.3б) (рекомендуется измерять расстояние между выступами
кривой и делить его пополам), данные внести в таблицу 1.
Рис. 3. Изображения для определения YA и YB
9. Определить значения Нs, Bs, Hc, Вr, µd в единицах измерения
магнитных величин (результаты внести в таблицу 2):
a) рассчитать максимальную напряженность поля Нs и максимальную
магнитную индукцию Bs по формулам:
Нs = K1·Vs, А/м,
где К1=3200 А/(м·В);
Bs =К2·VB·1/S , Тл,
-7
2
-6
2
где К2=9,24·10 Тл·м /В, S- площадь сечения образца (S = 3,3·10 м );
b) перевести Hc в А/м и в Тл, используя калибровку;
c) рассчитать дифференциальную магнитную проницаемость по
формуле
µd= (К6 /S)/(YА/YВ),
-4
2
где К6 = 2,24·10 м .
10. Измерения повторить для всех образцов.
SaveStud.Su
Образец
ВS, Тл
НS, А/м
Вr, Тл
Нс, А/м
Таблица 2
µd
Закалка
Закалка, отпуск
2000 С
Закалка, отпуск
4000 С
Закалка, отпуск
6000 С
Содержание отчета
1.
2.
3.
4.
5.
Цель работы.
Схема ферротестера (рис. 1).
Заполненная таблица 2.
График на основе таблицы 2 (рис. 4).
Краткий анализ полученных результатов
Рис. 4. График зависимости ВS , Br , Hc, µd от температуры отпуска (Tотп)
Контрольные вопросы
1. В чем сущность процесса намагничивания ферромагнитных
материалов?
2. В чем состоит различие процесса намагничивания идеального и
реального ферромагнетиков?
3. В
каких
случаях
проявляется необратимость
процесса
намагничивания и чем она обуславливается?
SaveStud.Su
4. Как влияет изменение температуры отпуска стали на ее магнитные
характеристики?
Литература
1. Фейнман Р. Фейнмановские лекции по физике. - М.: Мир, 1977, том
7, гл. 37
2. Арзамасов Б.Н. Материаловедение. - М.: Машиностроение, 1986,
гл.15
СОДЕРЖАНИЕ
ПРЕДИСЛОВИЕ
Лабораторная работа № 1. УПРУГАЯ И ПЛАСТИЧЕСКАЯ
ДЕФОРМАЦИЯ МАТЕРИАЛОВ
Часть 1. Модуль нормальной упругости материалов
Часть 2. Деформационное упрочнение и рекристаллизация.
Часть 3. Ползучесть и долговечность
Часть 4. Остаточные напряжения
Лабораторная работа № 2. УПРОЧНЯЮЩАЯ ТЕРМИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА
Часть 1. Железоуглеродистые сплавы в равновесном состоянии
Часть 2. Закалка стали
Часть 3. Отпуск стали
Часть 4. Дисперсионное упрочнение
Лабораторная работа № 3. ТЕПЛОВЫЕ СВОЙСТВА МАТЕРИАЛОВ
Часть 1. Тепловое расширение сплавов – твердых растворов
Часть 2. Тепловое расширение сплавов системы Fe-Ni
Часть 3. Тепловая деформация термобиметалла
Часть 4. Теплопроводность металлических материалов
Лабораторная работа № 4. ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ И МАГНИТНЫЕ
СВОЙСТВА МАТЕРИАЛОВ
Часть 1. Удельное электрическое сопротивление сплавов – твердых
растворов
Часть 2. Удельное электрическое сопротивление сплавов –
механических смесей
Часть 3. Магнитные свойства ферромагнетиков в зависимости от
состава
SaveStud.Su
Часть 4. Магнитные свойства ферромагнетиков в зависимости от
структуры
УДК 621.002.3(075.8)
Голубок А.О., Карташов А.М.., Керпелева С.Ю., Круглов А.А., Приходько О.А
Зависимость свойств материалов от состава и структуры / Учебно-методическое
пособие. - СПб: СПб ГИТМО (ТУ), 2002 - 99с.
Рецензенты: д.х.н. Гусаров В.В., к.т.н. Евстрапов А.А.
Учебно-методическое пособие содержит необходимые теоретические
сведения и методические указания к проведению цикла лабораторных работ
по курсу «Материаловедение». Пособие предназначено для студентов и
аспирантов всех специальностей.
Рекомендовано учебно-методическим объединением по оптическому и
приборостроительному образованию вузов РФ для межвузовского
использования.
SaveStud.Su
 Санкт-Петербургский государственный институт
точной механики и оптики (технический университет),
2002
 А.О. Голубок, А.М. Карташев, С.Ю. Керпелева, А.А. Круглов,
О.А. Приходько,
2002
Кафедра материаловедения была создана в 1932 году как кафедра
металловедения.
До Великой Отечественной Войны кафедрой заведовал В.С. Меськин,
выдающийся специалист, автор фундаментальных трудов в области
легированных сталей и магнитных материалов. После войны кафедру
возглавил известный ученый-металловед Б.Ф. Лапшин. Кафедра объединяла
металловедческую и технологическую подготовку, поэтому наряду с
основным курсом “Металловедение и термическая обработка” читался курс
”Технология металлов”. В 1962 году руководство кафедрой металловедения
перешло к Л.А. Гликману – широко известному специалисту в области
механики материалов. С его приходом ускорилось развитие учебнолабораторной базы кафедры. В 1964 году кафедра получила название кафедра материаловедения. В программу общего курса материаловедения
был включен раздел, посвященный неметаллическим материалам.
В 1975 году заведующим кафедрой стал Л.И. Васильев, посвятивший
свою научную деятельность физике прочности и пластичности. Была
проведена работа по оформлению интерьера кафедры оригинальными
плакатами, наглядными пособиями. В процессе модернизации лабораторных
установок в лабораторных работах появились элементы научных
исследований.
С 1985 года кафедрой заведовал крупный научный деятель в области
аналитического
приборостроения
и
организатор
промышленного
производства измерительной аппаратуры, заслуженный деятель науки РФ,
лауреат Государственных премий, член-корреспондент РАН Н.И. Комяк. В
SaveStud.Su
настоящее время руководство кафедрой осуществляет доктор физикоматематических наук А.О. Голубок, научные интересы которого находятся в
сфере нанотехнологии и сканирующей зондовой микроскопии.
Кафедра является базовым подразделением университета, где студенты
всех факультетов получают знания в области общего материаловедения. С
1995 года осуществляется набор и подготовка специалистов по
специализации “Приборы и методы контроля и диагностики материалов”. Эта
специализация относится к направлению “Приборостроение”, одному из
основных направлений обучения в университете.
В 1997 году кафедра совместно с ИАнП РАН и ИИМК РАН стала
победителем конкурса для участия в Федеральной целевой программе
“Интеграция “с проектом “Кафедра Материаловедения ИТМО-ИАнП РАН”.
X 1998 года функционирует совместная кафедра материаловедения ИТМОИАнП РАН, что позволяет наиболее полно использовать потенциал
методических и материальных возможностей ИТМО и ИАнП РАН.
На кафедре работают 2 профессора и 3 доцента, имеющие ученые
степени доктора или кандидата наук.
Кафедрой выпущен ряд учебных пособий, среди которых:
“Неметаллические материалы”, “Диэлектрические материалы”, “Зависимость
свойств материалов от состава и структуры”, “Оптические материалы”,
“Аморфные материалы”, “Просвечивающая электронная микроскопия”.
Научные интересы в области физики прочности и пластичности,
методов и приборов исследования состава, структуры и свойств веществ.
Сотрудники кафедры являются специалистами по рентгеновским,
электронным, оптическим, ближнепольным (СЗМ) и жидкокристаллическим
методам исследования структуры и состава материалов.
Кафедра имеет научные и организационные связи с Институтом
Аналитического Приборостроения Российской Академии Наук (РАН), с
Институтом Проблем Машиноведения РАН, с Государственным Оптическим
Институтом, с Институтом Химии Силикатов РАН, с Институтом Истории
Материальной Культуры РАН и другими российскими и международными
научными организациями.
SaveStud.Su
Голубок Александр Олегович
Карташов Александр Максимович
Керпелева Светлана Юрьевна
Круглов Андрей Алексеевич
Приходько Олег Анатольевич
Зависимость свойств материалов
от состава и структуры
Учебно-методическое пособие
Компьютерная верстка и дизайн
Койнов Р.В.
Зав. редакционно-издательским отделом
Гусарова Н.Ф.
Лицензия ИД № 00408 от 05.11.99
Подписано к печати 30.06.2000
Отпечатано на ризографе Тираж 500 экз. Заказ № 254
SaveStud.Su