Арзамасов 1986

МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ « МАШИНОСТРОЕНИЕ * Издание второе, исправленное и дополненное Под общей редакцией заслуженного деятеля науки и техники РСФСР д-ра техн. наук проф. Б.Н. АРЗАМАСОВА Допущено Министерством высшего и среднего специального образования СССР в качестве учебника для студентов высших технических учебных заведений МОСКВА « М А Ш И Н О С ТРО ЕН И Е » 1986 ББК 34.651 М34 УДК 621.002.3(075.8) Б. Н. Арзамасов, И. И. Сидорин Г. Ф. Косолапое, В. И. Макарова, Г. Г. Мухин, Н. М. Рыжов, В. И. Си лаева, Н. В. Ульянова Рецензент д-р техн. наук проф. И. С. Козловский Редактор А. А. Сальников Б И Б Л И О Т Е К А I П а з л о в лксго | 9 ММПЕППГ Материаловедение: Учебник для высших техниМ34 ческих учебных заведений. Б. Н. Арзамасов, И. И. Сидорин, Г. Ф. Косолапов и др.; Под общ. ред. Б. Н. Арзамасова.—2-е изд., испр. и доп.— М.: Машиностроение, 1986.— 384 с., ил. В пер.: 1 р. 60 к. Изложены закономерности формирования структуры кристаллических материалов в процессе кристаллизации из жидкого состояния, а также пластического деформирова ния и термической обработки. Показано влияние структуры на физико-механические свойства материалов и их зависимость от условий работы. Обоснована возможность применения различных технологических способов обработки для обеспечения требуе мых свойств. Второе издание (1-е изд. 1976 г.) написано в соответствии с новой учебной про граммой курса. м 2108000000-159 1 9 М 6 038(01)-86 ББК 34.65 6П 3.4 © И здательство «Машиностроение», 1976 г. © И здательство «Машиностроение», 1986 г., с изменениями. Оглавление В ведение................................................ 1 . ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИ РОВАНИЯ СТРУКТУРЫ МАТЕРИ АЛОВ ........................................................ Глава I. Строение и свойства материа лов ............................................................. 1.1. Элементы кристаллографии . . . 1.2. Влияние типа связи на структуру и свойства кристаллов ........................ 1.3. Фазовый состав сплавов . . . . 1.4. Дефекты кристаллов................... 1.5. Диффузия в металлах и сплавах 1.6. Жидкие кристаллы........................ 1.7. Структура полимеров, стекла и керамики................................................ Глава 2. Формирование структуры ли тых материалов.............................. ..... . 2.1. Самопроизвольная кристаллиза ция .......................................................... 2.2. Несамопроизвольная кристалли зация ..................................................... 2.3. Форма кристаллов и строение слитков ................................................. 2.4. Получение монокристаллов . . . 2.5. Аморфное состояние металлов Глава 3. Влияние химического состава на равновесную структуру сплавов 3.1. Методы построения диаграмм состояния ................................................ 3.2. Основные равновесные диаграммы состояния двойных сплавов . . . . 3.3. Диаграмма состояния железоугле родистых сплавов .................................. 3.4. Влияние легирующих элементов на равновесную структуру сталей Глава 4. Формирование структуры де формированных металлов и сплавов 4.1. Пластическая деформация монои поликристаллов .............................. 5 7 8 9 13 20 26 29 30 5.3. Термическая обработка сплавов, не связанная с фазовыми превращения ми в твердом состоянии........................ 5.4. Термическая обработка сплавов с переменной растворимостью компо нентов в твердом состоянии . . . 5.5. Термическая обработка сталей с эвтектоидным превращением . . . . 5.6. Основные виды термической об работки стали ....................................... 83 85 89 97 Глава 6. Химико-термическая обработ ка металлов и с п л а в о в .....................ц о 6.1. Общие закономерности . . . . 6.2. Диффузионное насыщение углеро дом и а з о т о м ............................. .... 6.3. Диффузионное насыщение сплавов металлами и неметаллами . . . . 110 111 118 32 37 37 40 2. МАТЕРИАЛЫ, ПРИМЕНЯЕМЫЕ В МАШИНО- И ПРИБОРОСТРОЕ НИИ . . •..............................................123 41 43 44 46 46 48 55 61 66 66 4.2. Возврат и рекристаллизация. . . 74 Глава 5. Термическая обработка ме таллов и сплавов .............................. 5.1. Определения и классификации 5.2. Основное оборудование для тер мической обработки ............................... 80 80 81 Раздел первый. КОНСТРУКЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ ...................................... .... 124 Глава 7. Конструкционная прочность м а т е р и а л о в ..............................................124 7.1. Общие требования, предъявляе мые к конструкционным материалам 124 7.2. Конструкционная прочность мате риалов и критерии ее оценки . . . 125 7.3. Методы повышения конструкци онной прочности.................................. 134 7.4. Классификация конструкционных м атер и ал о в............................................138 Глава 8. Стали, обеспечивающие жест кость, статическую и циклическую прочность...................................................139 8.1. Классификация конструкционных с т а л е й ..................................................... 139 8.2. Влияние углерода и постоянных примесей на свойства сталей . . . 141 8.3. Углеродистые с т а л и ....................143 8.4. Легированные с т а л и ....................148 4 Оглавление Глава 9. Материалы с особыми техно логическими свойствами.......................... 9.1. Стали с улучшенной обрабаты ваемостью резанием.............................. 9.2. Стали с высокой технологической пластичностью и свариваемостью 9.3. Железоуглеродистые сплавы с вы сокими литейными свойствами . . . 9.4. Медные сп лавы .............................. Глава 10. Износостойкие материалы 165 Глава 15. Материалы с особыми маг нитными свойствам и............................... 167 15.1. Общие сведения о ферромагнети ках . . * .............................................303 15.2. Магнитно-мягкие материалы 306 15.3. Магнитно-твердые материалы 318 169 175 185 185 190 194 199 Глава 11. Материалы упругими свойствами 201 11.1. Рессорно-пружинные стали . . . 11.2. Пружинные материалы приборо строения . . . . . . . . . . . . Глава 12. Материалы с малой плот ностью . . . . . . . . . . . . 12.1. Сплавы на основе алюминия 12.2. Сплавы на основе магния . . . 12.3. Неметаллические материалы Г лава 13. Материалы с высокой удель ной прочностью .................................... 13.1. Титан и сплавы на его основе 13.2. Бериллий и сплавы на его основе 13.3. Композиционные материалы Глава 14. Материалы, устойчивые к воздействию температуры и рабочей среды . . . . . . . . . * > • • 14.1. Коррозионно-стойкие материалы 14.2. Жаростойкие материалы. . . . 14.3. Жаропрочные материалы . . . 14.4. Хладостойкие материалы . . . 14.5. Радиационно-стойкие материалы 303 165 10.1. Виды изнашивания . . . . . 10.2. Закономерности изнашивания де талей, образующих пары трения, и пути уменьшения их износа . . . 10.3. Материалы с высокой твердо стью поверхности ................................... 10.4. Антифрикционные материалы 10.5. Фрикционные материалы . . . с высокими . . . . . . Раздел второй. МАТЕРИАЛЫ С ОСО БЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ 185 202 Глава 16. Материалы с особыми теп ловыми свойствами.................................... 326 16.1. Сплавы с заданным температур ным коэффициентом линейного расши рения . . . . . . . . . . . . 16.2. Сплавы с заданным температур ным коэффициентом Модуля упругости 326 329 Глава 17. Материалы с особыми элек трическими свойствами ' .........................332 17.1. Материалы высокой электричес кой проводимости . . . . . . . . . • 17.2. Полупроводниковые материалы 17.3. Диэлектрики . . . . . J . . 332 343 353 203 Раздел третий. ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫЕ 207 207 218 223 232 232 243 247 269 269 278 284 295 299 МАТЕРИАЛЫ . . . . . . / . . . ; 360 Глава 18. Материалы для режущих и измерительных инструментов . . . . 361 18.1. Материалы для режущих инстру ментов .: | . . ■ 361 18.2. Стали для измерительных инстру ментов . . . . . . . . . . . . 369 Глава 19. Стали для инструментов об работки металлов давлением . . . . 19.1. Стали для инструментов холод ной обработки давлением . 1 . ., 19.2. Стали для инструментов горячей обработки давлением . . . . . . Приложение............................. Список литературы .............................. Предметный указатель......................... 370 370 371 374 377 378 Издание посвящается памяти Сидорина — основателя школы в машиностроении Книга написана в соответствии с учебными программами курса «Мате риаловедение», который авторы на про тяжении многих лет читают в Москов ском высшем техническом училище им. Н. Э. Баумана. Первый в нашей стране учебник по курсу «Материаловедение» для машиностроительных вузов был из дан в МВТУ профессором И. И. Сидориным в 1930 г. Учебник «Основы материаловедения» вышел в свет в 1976 г. под редакцией за служенного деятеля науки и техники РСФСР, доктора технических наук про фессора И. И. Сидорина. С тех пор про изошли изменения в науке о материа лах, были созданы новые сплавы и композиционные материалы, измени лись программы курсов «Материалове дение» для машиностроительных и при боростроительных специальностей ву зов. В связи с этим во второе издание учебника внесены соответствующие из менения и дополнения. В частности, ав Ивана Ивановича материаловедения торы сделали попытку отступить от традиционного изложения «системати ки» материалов, классифицируя их по эксплуатационным свойствам, не регла ментируемым стандартами. Это позво лит будущим конструкторам и техноло гам лучше ориентироваться в выборе материалов для деталей машин и при боров. Некоторые из рассматриваемых в учебнике вопросов являются факульта тивными для машиностроительных ли бо приборостроительных специально стей, что определяется программой со ответствующего вуза. Авторский коллектив глубоко призна телен доктору технических наук профес сору И. С. Козловскому за ценные по желания и рекомендации, сделанные им при рецензировании рукописи, а также коллективу кафедры «Материаловеде ние» МВТУ им. Н. Э. Баумана за по мощь при подготовке данного издания учебника. Введение Материаловедением называют при кладную науку о связи состава, строе ния и свойств материалов. Решение важнейших технических проблем, свя занных с экономией материалов, умень шением массы машин и приборов, по вышением точности, надежности и ра ботоспособности механизмов и прибо ров во многом зависит от развития материаловедения. Непрерывный про цесс создания новых материалов для со временной техники обогащает науку о материалах, которая стимулирует по явление новых технических идей. Рево люционную роль сыграли полупровод никовые материалы и жидкие кри сталлы в электронике, композиционные материалы в авиации и ракетостроении, сверхпроводники и аморфные сплавы в электронике и радиотехнике и т. д. Теоретической основой материалове дения являются соответствующие раз делы физики и химии, однако наука о материалах в основном развивается 6 Закономерности формирования структуры материалов экспериментальным путем. Поэтому разработка новых методов исследова ния строения (структуры) и физико-механических свойств материалов способ ствует дальнейшему развитию материа ловедения. Электронная микроскопия тончайших металлических ф олы и нейтронография позволяют изучать элементы кристал лической структуры, ее дефекты и зако номерности превращений под воздей ствием внешних факторов (температура, давление и др.). Изучение физических (плотность, электропроводимость, теплопровод ность, магнитная проницаемость и др.), механических (прочность, пластичность, твердость, модуль упругости и др.), тех нологических (жидкотекучесть, ковкость, обрабатываемость резанием и др.) и эксплуатационных свойств (сопротивле ние коррозии, изнашиванию и устало сти, жаропрочность, хладостойкость и др.) позволяет определить области ра ционального использования различных материалов с учетом экономических требований. Большой вклад в развитие науки о материалах внесли русские и совет ские ученые. П. П. Аносов (1799—1851 гг.) впервые установил связь между строе нием стали и ее свойствами. Д. К. Чер нов (1839-1921 гг.), открывший поли морфизм стали, всемирно признан осно воположником научного металловеде ния. Большое значение в развитий мето дов физико-химического исследования и классификации сложных фаз в ме таллических сплавах имели работы Н. С. Курнакова (1860-1941 гг.) и его учеников. Разработка теории и техноло гии термической обработки стали связа на с именами С. С. Штейнберга (1872— 1940 гг.), Н. А. Минкевича (1883 —1942 гг.). Исследованию механизма и кинети ки фазовых превращений в металличе ских сплавах посвящены работы крупных советских ученых С. Т. Конобеевского, А. А. Байкова, Г. В. Курдюмова, В. Д. Садовского, А. А. Бочвара, С. Т. Кишкина, Н. В. Агеева и многих других. Работы крупнейшего русского химика A. М. Бутлерова (1828-1886 гг.), создав шего теорию химического строения ор ганических соединений, создали науч ную основу для получения синтетичес ких полимерных материалов. На основе работ С. В. Лебедева впервые в мире бы ло создано промышленное производство синтетического каучука. Большое значе ние для развития полимерных материа лов имели структурные исследования B. А. Каргина и его учеников. Среди зарубежных ученых большой вклад в изучение железоуглеродистых сплавов внесли А. Ле-Шателье (Фран ция), Р. Аустен (Англия), Ф. Осмонд (Франция) и др. Важнейшие рентгено структурные исследования сплавов про вели М. Лауэ и П. Дебай (Германия), У. Г. Брэгг и У. Л. Брэгг (Англия). Ши роко известны работы Э. Бейна, Р. Мейла (США) и Велера (Германия) в области теории фазовых превращений в сплавах. Над созданием полимерных материалов работали К. Циглер (ФРГ) и Д. Натта (Италия). Закономерности формирования структуры материалов Глава 1. СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА МАТЕРИАЛОВ В природе существуют две разновид ности твердых тел, различающиеся по своим свойствам,- кристаллические и аморфные. Кристаллические тела остаются твердыми, т. е. сохраняют приданную им форму, до вполне определенной тем пературы, при которой они переходят в жидкое состояние. При охлаждении процесс идет в обратном направлении. Переход из одного состояния в другое протекает (рис. 1. 1) при определенной температуре плавления. Аморфные тела при нагреве размяг чаются в большом температурном ин тервале, становятся вязкими, а затем переходят в жидкое состояние. При ох лаждении процесс идет в обратном на правлении. Кристаллическое состояние твердого тела более стабильно, чем аморфное. Аморфные тела в отличие от жидкос тей имеют пониженную подвижность частиц. Аморфное состояние можно за Рис. 1.1. Кривые охлаж дения тел кристаллических Рис. 1.2. Структура крем нистого полимера после повторного нагрева фиксировать во многих органических и неорганических веществах ускоренным охлаждением из жидкого состояния. Од нако при повторном нагреве, длитель ной выдержке при температурах 20-25 °С, а в некоторых случаях при де формации, нестабильность аморфного твердого тела проявляется в частичном или полном переходе в кристаллическое состояние. Примерами такого перехода могут служить помутнение неорганических стекол при нагреве и оптики при дли тельном использовании, частичная кри сталлизация плавленого янтаря при на греве и дополнительная кристаллизация капроновой нити при растяжении, сопро вождающаяся упрочнением. Частичная кристаллизация при повторном нагреве показана на структуре кремнистого по лимера (рис. 1.2). Кристаллы имеют радиальную симметрию, остальная часть - аморфная. Кристаллические тела характеризу Строение и свойства материалов ются упорядоче 1$ц»1м расположением в пространстве элементарных частиц, из которых они составлены (ионов, атомов, молекул). Свойства кристаллов зависят от элек тронного строения атомов и характера взаимодействия их в кристалле; от про странственного расположения элемен тарных частиц; химического состава, размера и формы кристаллов. Все эти детали строения кристаллов описывает понятие «структура». В зависимости от размеров струк турных составляющих и применяемых методов их выявления используют сле дующие понятия: тонкая структура, микро- и макроструктура. Тонкая структура описывает располо жение элементарных частиц в кристал ле и электронов в атоме. Изучается ди фракционными методами (рентгеногра фия, электронография, нейтронография). Анализируя дифракционную картину, получаемую при взаимодействии ато мов кристалла с короткими волнами (Х = 10“ 10 ч- 10“ 12 м) рентгеновских лу чей (или волн электронов, нейтронов), можно получить обширную информа цию о строении кристаллов. Большинство материалов состоит из мелких кристалликов (зерен). Н аблю дать такие мелкие структурные соста вляющие - микроструктуру возможно с помощью оптического (размером до 10~7 м) или электронного (размером до 2 - 10"?0 м) микроскопа. Микроскопические методы даю т воз можность определить размеры и форму кристаллов, наличие различных по своей природе кристаллов, их распреде ление и относительные объемные коли чества, форму инородных включений и микропустот, ориентирование кри сталлов, наличие специальных кристал лографических признаков (двойникование, линии скольжения и др.). Это далеко не полное перечисление характе ризует обширность тех сведений, ко торые можно получить при помощи микроскопа. 9 Изучая строение кристаллов невоору женным глазом или при небольших уве личениях с помощью лупы -м а кр о структуру. можно выявить характер излома, усадочные раковины, поры, вы явить размеры и форму крупных кри сталлов. Используя специально приго товленные образцы (шлифованные и травленые), обнаруживают трещины, химическую неоднородность, волокни стость. Исследование макроструктуры, не смотря на свою простоту, является очень ценным методом изучения мате риалов. 1.1. Элементы кристаллографии Кристаллическая решетка. В кристалле эле ментарные частицы (ионы, атомы, моле кулы), из которых построен кристалл, сбли жены до соприкосновения и располагаются различно, но закономерно по разным напра влениям (рис. 1.3, л). Для упрощения про странственное изображение заменяют схема ми (рис. 1.3,6), отмечая точками центры тяжести частиц. Если в кристалле провести три направле ния х, у, z. не лежащих в одной плоскости, то расстояния между частицами, расположенны ми по этим направлениям, в общем случае неодинаковы и соответственно равны а, Ь, с. Плоскости, параллельные координатным плоскостям, находящиеся на расстоянии а, Ь, с друг от друга, разбивают кристалл на множество параллелепипедов, равных и па раллельно ориентированных. Наименьший параллелепипед называют элементарной ячейкой. Последовательное перемещение его Рис. 1.3. Расположение элементарных частиц в кристалле: а — пространственное изображение: б — схема 10 Закономерности формирования структуры материалов Т А БЛ И Ц А 1.1. Кристаллические элементов системы Система Ребра Углы Триклинная Моноклинная аФЪфс афЬФс Ромбическая Ромбоэдрическая Г екса тональная аФЪФс а=Ь = с а —Ьфс а*Р *у а = р = 90° у *90° а= р= у=90° Тетрагональная Кубическая а=Ьф с а = Ь —с а = Р=у^90° о с = р = 90° у = 120° а = р = у = 90° а = Р = У —90° образует пространственную кристаллическую решетку. Вершины параллелепипеда назы вают узлами пространственной решетки. С этими узлами совпадают центры тяжести элементарных частиц, из которых построен кристалл. Пространственные кристаллические решет ки полностью определяют строение кристал ла. Для описания элементарной ячейки кри сталлической решетки используют шесть ве личин: три отрезка, равные расстояниям до ближайших, элементарных частиц по осям координат а, Ъ, с, и три угла между этими отрезками а, (3, у. Соотношения между этими величинами определяют форму ячейки. По форме эле ментарных ячеек все кристаллы подразде ляют на семь систем (табл. 1. 1). Размер элементарной ячейки кристалличе ской решетки оценивают отрезки а, Ь, с. Их называют периодами решетки. Зная периоды решетки, можно определить ионный или атомный радиус элемента. Он равен полови не наименьшего расстояния между частица ми в решетке. В большинстве случаев решетки сложны, так как элементарные частицы находятся не только в узлах кристаллической решетки, но и на ее гранях или в центре решетки (рис. 1.4). О степени сложности судят по числу ча стиц, приходящихся на одну элементарную ячейку. В простой пространственной решетке (рис. 1.4, а) всегда на одну ячейку приходится одна частица. В каждой ячейке имеется во семь вершин, но каждая частица в вершине относится, в свою очередь, к восьми ячей кам; таким образом, от узла на долю ка ждой ячейки приходится 1/8 объема, а всего узлов в ячейке восемь, следовательно, на ячейку приходится одна элементарная части ца. В сложной пространственной решетке на одну ячейку всегда приходится больше одной частицы. На объемно-центрированную ячейку (рис. 1.4,6) приходится две частицы: одна от вершины и другая центрирующая, которая относится только к данной ячейке. В гранецентрированной ячейке (рис. 1.4, в) имеется четыре частицы: одна от вершин и три от шести центрированных плоскостей, так как элементарная частица, находящаяся в центре плоскости, относится одновременно к двум ячейкам. Система, период, число частиц, приходя щихся на элементарную ячейку, полностью определяют расположение элементарных ча стиц в кристалле. В ряде случаев используют дополни тельные характеристики кристаллической ре шетки, вытекающие из ее геометрии и отра жающие плотность упаковки элементарных частиц в кристалле. Такими характеристика ми являются координационное число и коэф фициент компактности. Число ближайших равноудаленных эле ментарных частиц определяет координацион ное число. Например, в решетке объемноцентрированного куба (ОЦК) для каждого атома число таких соседей будет равно вось ми (К 8). Для простой кубической решетки координационное число будет 6 (Кб). Для гранецентрированной кубической решетки Рис. 1.4. Типы элементар ных ячеек кристалличе ских решеток: а —простая; 6, в — сложные Строение и свойства материалов а) 11 6) Рис. 1.5. Октаэдрические (а) и тетраэдри ческие (б) поры в металлах с ГЦК решеткой (ГЦК) координационное число равно 12 (К 12). Отношение объема всех элементарных ча Рис. 1.6. Плотная упаковка атом ов в крис стиц, приходящихся на одну элементарную таллах ячейку, ко всему объему элементарной ячей ки определяет коэффициент компактности. На первый слой шаров, обозначенных Д. Для простой кубической решетки этот коэф в лунки I накладывается второй слой шаров, фициент равен 0,52, для О Ц К -0,68 обозначенных В. Для следующего слоя ш а и ГЦК-0,74. ров возможны два варианта: если шары Оставшееся пространство образуют поры, укладываются над первым слоем, то реш ет которые дифференцируют на октаэдрические ка получается гексагональная (внизу); если и тетраэдрические. третий слой шаров С укладывается на вто Центры этих пор показаны маленькими рой слой над лунками 2 и только четвертый точками на решетке ГЦК (рис. 1.5). Радиус слой шаров повторяет первый слой ш аров А. октаэдрической поры составляет 0,41 радиу то получается гранецентрированная кубиче са элементарной частицы, а радиус тетраэ ская решетка (вверху). дрической поры-лишь 0,22. Шестигранная призма на рис. 1.7 и зобра Для многих кристаллов характерна плот жает гексагональную плотноу пакованную ная упаковка элементарных частиц. Если эле кристаллическую решетку ГПУ. Такое изо ментарные частицы изобразить в виде ша бражение подчеркивает, что решетка гекса ров, а для большинства частиц это справед гональная (шестиугольная). Однако элемен ливо, так как они обладают шаровой симме тарной ячейкой является элемент, выде трией, то при упаковке получаются струк ленный жирными линиями. В нем а = Ь # с; туры, показанные на рис. 1.6 . а = Р = 90°; у = 120°. Исходя из чисто геоме- Рис. 1.7. Элементарные ячейки кристаллических решеток: а. г - ГПУ ; б. д - ГЦК; в. е-О Ц К 12 Закономерности формирования структуры материалов трических соображений, можно определить отношение периодов с/а, если элементарные частицы обладают сферической симметрией. Оно равно 1,633. На этом же рисунке отмечены частицы, обозначенные на рис. 1.6 буквами А и В. Для гранецентрированной кубической решетки шары А принадлежат первому слою, шары В и С соответственно второму и третьему слоям. Оба эти слоя заштрихованы. Только четвертый слой повторяет первый. Заштри хованные плоскости-это плоскости плотной упаковки. При отклонении элементарных частиц от сферической симметрии возможно образова ние гексагональных структур с отношением параметров, отличающихся от значения 1,633, а также структуры объемно-центрированного куба (см. рис. 1.7). Кристаллографические индексы. По парал лельным направлениям свойства одинаковы, поэтому достаточно указать для всего семей ства параллельных прямых одно направле ние, проходящее через начало координат. Это дает возможность определить направле ние прямой только одной точкой, так как другой всегда служит начало координат. Та кой точкой является узел кристаллической решетки, занимаемый элементарной части цей. Координаты этого узла выражают целыми числами и, v, w в единицах отрезков а, Ъ, с, заключают в квадратные скобки [u, v, w] и называют индексами направления. Их всегда выражают целыми числами, а отрица тельное значение индекса обозначается зна ком минус над индексом (рис. 1.8, а). Положение плоскости в пространстве определяется отрезками, отсекаемыми пло скостью по осям xyz. Эти отрезки выражают целыми числами т, п, р в единицах отрезков а, Ъ, с. Принято за индексы плоскостей брать обратные отрезки: h = 1/m; k = 1/и; / = 1/p. Три этих числа h, k, I, заключенные в круглые скобки, называют индексами пло скости (рис. 1.8 , 6 ). Если плоскость отсекает по осям отрицательные отрезки, то это от мечается знаком минус над соответствую щим индексом. Плоскости плотной упаковки (см. рис. 1.7, заштрихованные плоскости) называют пло скостями скольжения, так как по этим пло скостям смещаются атомы при пластической деформации кристалла. Для кристаллов с ГЦК решеткой плоско стями скольжения будут плоскости семей ства (111). Для кристаллов с ГПУ решеткой с отношением с/а > 1,633 плоскостью сколь жения будет плоскость базиса-ш естигранно го основания призмы. При отношении с/а < < 1,633 плоскостями скольжения будут так же и плоскости призмы. Анизотропия. Это зависимость свойств кристалла от направления, возникаю щая в результате упорядоченного рас положения атомов (ионов, молекул) в пространстве. Свойства кристаллов определяются взаимодействием атомов. В кристалле расстояния между атомами в различ ных кристаллографических направлениях различны, а поэтому различны и свой ства. Анизотропия присуща всем свойствам кристаллов. Наиболее сильно она про является в кристаллах со структурами, обладающими малой симметрией (табл. 1.2). Из приведенных значений темпера турных коэффициентов линейного рас ширения в кристаллах по трем взаимно перпендикулярным осям видно, что ани зотропия резко проявляется на структу рах моноклинной и ромбической, но Рис. 1.8. Кристаллогра фические индексы направ лений (а) и плоскостей (б) Строение и свойства материалов 13 а ТАБЛИЦА 1.3. Модуль упругости кристал практически не заметна на кубических лов структурах. г г Таков же характер влияния симме £тт *-поликр '-'max Тип трии структуры на удельное электриче Кристалл решетки ГПа ское сопротивление. Магнитные свойства анизотропны 194 68 121 ГЦК Си и на кубических кристаллах. Например, 290 135 214 ОЦК Fe, намагниченность ферромагнетиков, име 100 126 35 ГПУ Zn ющих кубическую решетку, различна в разных кристаллографических напра влениях. Для Fea (ОЦК) направление и они, подобно монокристаллам, анизо легкого намагничивания - направление тропны. Значения свойств поликристаллов за [100], для Ni (ГЦК)-направление [ Ш ] , нимают промежуточные положения для Со (ГПУ)-направление [ПО]. Анизотропия свойств кристаллов про в интервалах значений для монокри является при использовании монокри сталлов, как это видно на примере мо сталлов, полученных искусственным пу дуля упругости металлов (табл. 1.3). Прочность и пластичность монокри тем. В природных условиях кристалли ческие тела - поликристаллы, т. е. со сталла меди изменяются в зависимости стоят из множества мелких различно от направления (ств = 350-г 180 М Па; ориентированных кристаллов. В этом 5 = 1 0 ^ -5 0 % ). Для поликристалличеслучае анизотропии нет, так как сред ской меди ств = 250 МПа и 8 = 40% . нестатистическое расстояние между ато мами по всем направлениям оказывается примерно одинаковым. В связи с этим поликристаллические тела считают мни 1.2. Влияние типа связи на структуру моизотропными. В процессе обработки и свойства кристаллов давлением поликристалла кристалло графические плоскости одного индекса Тип связи, возникающий между эле в различных Зернах могут ориентиро ментарными частицами в кристалле, ваться параллельно. Такие поликри определяется электронным строением сталлы называют текстурованными. атомов, вступающих во взаимодействие. Элементарные частицы в кристалле сближаются на определенное расстоя ТАБЛИЦА 1.2. Температурный коэффициент линейного расширения крис ние, которое обеспечивает кристаллу наибольшую термодинамическую ста таллов бильность. Расстояние, на которое сбли аз “1 а2 жаются частицы, определяется взаимо Система Кристалл <,с -1 действием сил, действующих в кристал ле. Силы притяжения возникают благо Моноклинная Н итро- 150 24 8 даря взаимодействию электронов с по анилин ложительно заряженным ядром со Ромбическая 82 1 ,5 23 и, бственного атома, а также с положи Гексагональная Графит - 1 ,5 - 1 ,5 28 тельно заряженными ядрами соседних Zn 8 8 65 Тетрагональная Snp 31 31 16 атомов. Силы отталкивания возникают объемно-цент в результате взаимодействия положи рированная тельно заряженных ядер соседних ато (ТОЦ) мов при их сближении. Кубическая Алмаз 0.6 0,6 0,6 Силы отталкивания проявляются при 17 Си 17 17 сильном сближении и растут интенсив- 14 Закономерности формирования структуры материалов Отталкивание \ \ Рис. 1.9. Изменение силы взаимодействия (а) и энергии связи (б) при сближении атомов в кристалле нее, чем силы притяжения (рис. 1.9). У равновеш ивание сил происходит при сближении элементарны х частиц на рас стояние d0. Э том у сближ ению соответ ствует м иним ум энергии связи Есв, что делает кристалл терм одинамически ста бильны м. О на определяет тем пературы плавления* испарения, м одуль упруго сти, тем пературны й коэффициент линей ного расш ирения и др. Электронное строение атомов при сближе нии в кристалле претерпевает существенные изменения. Энергетические подуровни пре вращаются в зоны, которые, перекрываясь, делают возможным обмен и обобществление валентных электронов. Плотность заполне ния электронами валентных зон определяет электрические и тепловые свойства. Наличие незаполненных подуровней в ва лентной зоне кристаллов, что наблюдается в металлах, обеспечивает кристаллам хоро шую электропроводимость (см. п. 17.1). При полном заполнении валентной зоны такой переход возможен только в том слу чае, если электроны сумеют преодолеть зону запрещенных энергий и перейдут в зону бо лее высоких энергий, имеющую свободные подуровни. Для такого перехода электрону К р и с т а л л ........................................ Энергия, кДж/г-атом (кДж/моль) Тип связи . . .............................. необходима большая энергия. Кристаллы с такой электронной структурой по своим электрическим свойствам относятся к полу проводникам или диэлектрикам (см. п. 17.2, 17.3). Теплопроводимость кристаллических тел обусловлена так же как и электропроводи мость, движением валентных электронов, а также взаимодействием атомов (ионов) друг с другом. В кристалле с недостроенными валентны ми энергетическими зонами теплопровод ность осуществляется в основном валентны ми электронами, и такие кристаллы обла дают хорошей теплопроводностью. К ним относятся металлы. Диэлектрики, у которых энергетические зоны полностью достроены, обладают значительно худшей теплопровод ностью, так как основная доля теплоты пере дается взаимодействием ионов. Магнитные свойства кристаллов также за висят от заполнения энергетических зон ато мов. При незаполненных подуровнях со бственные моменты электронов нескомпенсированы, в результате чего кристалл стано вится парамагнетиком или даже ферромагне тиком. При заполненных энергетических зо нах кристалл будет диамагнетиком (см. п. 15.1). Все кристаллы по характеру превали рую щ ей связи п одразделяю т на м олеку лярны е, ковалентны е, металлические и ионные. О днако такое разделение ус ловно, так как в некоторы х случаях м о жет действовать не один тип связи, а несколько. М олекулярны е кристаллы . Э то кри сталлы , в которы х п реобладает связь Ван-дер-Ваальса. Т акая связь возникает между лю бы м и элем ентарны м и части цами (ионами, атом ам и , молекулами), но для многих кристаллов она м ал а по сравнению с другим и более значи тельны ми силами. В кристаллах инертны х газов связь Ван-дер-Ваальса единственная, а следо вательно, она определяет структуру и свойства кристаллов. Аг СН 4 Алмаз SiC LiF NaCl Fe Na . 7,5 10 750 1180 1000 750 390 110 .МолекуКовалент- Ионная Металлилярная ная ческая Строение и свойства материалов Рис. 1.10. Образование диполей при сбли жении атомов аргона Известно, что аргон, так же как и дру гие инертные газы, может переходить в жидкое и даже твердое состояние при очень низких температурах и больших давлениях. Атомы инертных газов имеют пол ностью достроенные энергетические уровни, а поэтому при сближении ато мов обмен электронами невозможен. Возникновение сил притяжения между атомами объясняют мгновенной поля ризацией атомов при сближении (рис. 1. 10). Аналогичные силы действуют между молекулами с насыщенными связями в кристаллах двухатомных газов Н2, N2, 0 2 , существование которых также воз можно лишь при очень низких темпера турах и больших давлениях; в кристал лах J 2) Н 20 , С 0 2, а также СН 4 и других органических веществах - при нор мальных условиях. Силы Ван-дер-Ваальса не имеют на правленного характера, так как мгно венный диполь образуется с каждым из соседних атомов. В результате атомы, стремясь увеличить число соседей в криРис. 1.11. Кристалличе ская решетка иода: а — схема; 6 — простран ственное изображение 15 сталлической решетке, укладываются наиболее компактным образом. Типич ной решеткой для инертных газов является ГЦК решетка, в узлах которой размещаются атомы (см. рис. 1.7). Кристалл иода имеет ромбическую гранецентрированную решетку (рис. 1. 11), в узлах которой располагаются молекулы. Энергия связи сил Ван-дер-Ваальса невелика, поэтому молекулярные кри сталлы имеют низкие температуры пла вления и испарения. Многие из них при нормальных условиях-газы. Молеку лярные кристаллы-диэлектрики, так как кристалл построен из электрически нейтральных атомов (молекул), у ко торых энергетические зоны полностью достроены. Для полимеров малая энергия связи определяет большие температурные коэффициенты линейного расширения (см. табл. 1.2, нитроанилин и п. 12.3). Ковалентные кристаллы. Это кри сталлы, в которых преобладает кова лентный тип связи. Их образуют эле менты IV, V, VI подгруппы В. Они электроотрицательны, так как имеют большой потенциал ионизации, и, всту пая во взаимодействие с элементами других групп, отбирают валентные элек троны, достраивая свою валентную зо ну; при взаимодействии друг с другом атомы обобществляют свои валентные электроны с соседними атомами, до страивая таким образом валентную зо ну. Ковалентные кристаллы образуют атомы углерода, кремния, германия, сурьмы, висмута и др. Число атомов, с которыми происхо 16 Закономерности формирования структуры материалов дит обобществление электронов, зави сит от валентности элемента и может быть определено согласно правилу (8— N), где N —валентность элемента. Например, для углерода это число рав но 4. Рассмотрение такого обобществления проще начать с простейшей системы — молекулы водорода. Этот случай пред ставляет типичный пример ковалентной связи, осуществляемой двумя электро нами с антинаправленными спинами. В электрическом поле двух протонов находятся два электрона. Оба электрона молекулы водорода принадлежат обоим атомам и, вследствие перекрытия ва лентных зон, все время «кочуют» от одного атома к другому, образуя об менные ковалентные силы. В ковалентных кристаллах в узлах кристаллической решетки располагают ся атомы, между которыми действуют те же силы. Например, атом углерода имеет четы ре валентных электрона, посредством которых он образует четыре напра вленные связи и вступает в обменное взаимодействие с четырьмя соседними атомами. Между каждой парой атомов происходит обмен валентными электро нами, подобно атомам в молекуле водо рода. В природе углерод встречается в двух кристаллических формах (рис. 1.12). Обе кристаллические решетки характеризует наличие у каждого атома четырех сосе- дей. В сложной решетке алмаза все четыре соседа располагаются на одина ковом расстоянии от центрального ато ма (хорошо видно в элементе, показан ном штриховой линией). В слоистой гексагональной решетке графита один из четырех соседей (см. жирные линии на рис. 1. 12) находится на значительном удалении. Между тремя атомами в плоскости основания решет ки действуют ковалентные силы, а ме жду основаниями-слабые силы Вандер-Ваальса. При деформации графита в первую очередь разрушаются связи между слоями, чем и объясняется низ кая твердость графита. Коэффициент линейного расширения велик в напра влении действия сил Ван-дер-Ваальса (см. табл. 1.2). Ковалентная связь характеризуется направленностью, так как каждый атом вступает в обменное взаимодействие с определенным числом соседних ато мов. Вследствие этого атомы в кова лентных кристаллах укладываются не компактно и образуют кристаллические структуры с небольшим координа ционным числом. Так, кубическая ре шетка алмаза имеет координационное число 4 (К4). Направленность межатомных связей и неплотноупакованные кристалличе ские структуры приводят к низкой пла стичности и высокой твердости (алмаз самый твердый материал). Вследствие большой энергии связи ковалентные кристаллы характеризуют ся высокими температурами плавления (у алмаза она равна 5000 °С) и испаре ния. Образование заполненных валентных зон при такой связи превращает кова лентные кристаллы в полупроводники и даже диэлектрики. А лмаз-полупро \ | 1 Y 1I / Ч водник. Хорошая электрическая прово димость графита объясняется заменой одной из . четырех ковалентных связей связью Ван-дер-Ваальса, в результате Рис. 1.12. Кристаллические решетки ал чего появляются свободные носители электрического тока. маза (я) и графита (б) 4А У Строение и свойства материалов 17 Температурный коэффициент электри ГП У имею т многие м еталлы , но о т н о шение с/а = 1,633, соответствую щ ее сфе ческого сопротивления у ковалентных кристаллов имеет отрицательное значе рической симметрии атом ов, им ею т ние, т. е. при нагреве электрическое со лиш ь Mg и Со. Отклонение с/а от значения 1,633 противление снижается. К ковалентным объясняю т наличием доли ковалентной кристаллам относятся многие сложные кристаллические вещества, состоящие из связи и возникшей в результате этого несферической симм етрии атом ов. разнородных атомов, например, карбид В этом случае, пом им о м еталлического кремния, нитрид алюминия и др. Металлические кристаллы. Это кри взаимодействия, в направлении, в к о то сталлы, в которых преобладает метал ром вытянут атом , возникает ковален т лический тип связи. Их образуют эле ное взаимодействие. При располож ении менты всех подгрупп А и I —III под несферических атом ов в кристалле своей больш ой осью вдоль оси z отнош ение групп В. Они электроположительны, так с/а больш е 1,633 (Zn и Cd). При расп о как имеют малый потенциал ионизации. В металлическом кристалле при взаимо ложении атом ов м алой осью вдоль оси z отношение с/а меньш е 1,633 (Be, T ia, действии с элементами других групп Z rJ. атомы легко отдают свои валентные электроны и превращаются в положи Возникновением доли ковалентны х тельный ион. связей и несферической симм етрией а т о При взаимодействии друг с другом мов объясняю т также образование кри сталлических структур О Ц К . Такая валентные энергетические зоны атомов перекрываются, образуя общую зону со структура не обладает больш ой пл о т ностью упаковки. К ристаллическую свободными подуровнями. Это дает воз можность валентным электронам сво структуру О Ц К имею т Fe,, C r, M o. W, бодно перемещаться в пределах этой зо V, Та, Tip, Nb, Z rp и др. ны. Происходит обобществление валент Среди металлов и некоторы х нем е ных электронов в объеме всего кри таллов распространено явление поли сталла. морфизма -способност ь в твердом со Таким образом, валентные электроны стоянии при различных тем пературах в металле нельзя считать потерянными (или давлении) им еть различны е типы или приобретенными атомами. Они кристаллических структур. Эти кристал обобществлены атомами в объеме всего лические структуры назы ваю т аллот ро кристалла, в отличие от ковалентных пическими формами или модиф икация кристаллов, в которых такое обобщест ми. Н изкотемпературную м одиф икацию вление ограничено одной парой атомов. называю т а, а вы сокотемпературны е ji, Металлическая связь ненаправленная, у, 5 и т. д. так как каждый атом стремится притя С табильность модификаций при опре нуть к себе как можно больше соседних деленной тем п ер ату р е1 и давлении атомов. Следствием этого является вы определяется значением терм одинам и сокое координационное число и боль ческого потенциала (свободной энер шая компактность ■ кристаллических гией) структур металлов. Как указывалось, G = Н — ST. (1.1) большим координационным числом, ха рактеризующим компактность решетки, Более стабильной при данной тем пе обладают кристаллические структуры ратуре будет модификация, им ею щ ая ГЦК и ГПУ. Гранецеитрированную ку бическую решетку ГЦК имеют металлы 1 В термодинамических расчетах температура Ni, Ag, Си, Аи, Fey, Pt, А1 и РЬ. Гексагоприведена в кельвинах, в остальных случаях в гра нальную плотноупакованную решетку дусах Цельсия. 18 Закономерности формирования структуры материалов Рис. 1.13. Измене ние термодинами ческого потенциала двух модификаций металла при нагре ве ТАБЛИЦА 1.4. Кристаллическая структура полиморфных металлов Металл Титан Цирконий Олово меньшее алгебраическое значение тер модинамического потенциала, что мо жет быть достигнуто либо за счет малой энтальпии Н, либо большой эн тропии S. В металлических кристаллах плотноупакованные структуры ГПУ (К = 12) и ГЦК (К = 12) (рис. 1.13) вследствие меньшей энтальпии устойчивы при низ ких температурах (до |щ ! Более «рых лая» структура ОЦК (К = 8) имеет большую энтропию, а поэтому устой чива при повышенных температурах. Этим объясняется стабильность ОЦК решетки при повышенных температурах во многих металлах Ti, Zr, Fe, U. Ста бильность ОЦК решетки в железе и при низких температурах связывают с воз растанием электронной составляющей энтропии. Стабильность модификаций может меняться в связи с изменением типа свя зи. При низких температурах благодаря большой энергии ковалентной связи, а следовательно, и малой энтальпии стабильна модификация олова с решет кой алмаза Sna, которая при нагреве сменяется модификацией Snp с более слабой металлической связью. Температурным полиморфизмом обладают около тридцати металлов (табл. 1.4). Быстрое охлаждение может сохранить высокотемпературную моди фикацию в течение длительного вре мени при температурах 20-25 °С, так как низкая диффузионная подвижность ато мов при таких температурах не способ на вызвать перестройку решетки. Кроме того, известен полиморфизм под влиянием температуры и давления. Уран Железо Кобальт темпе Кристаллическая Интервал ратур данной структура модификации, °С ГПУ ОЦК ГПУ ОЦК Алмазная тоц Ромбическая ТОЦ ОЦК ОЦК ГЦК ОЦК ГПУ ГЦК ' До 882 8 8 2 - 1668 До 862 8 6 2 - 1852 До 13 13-232 До 663 663-764 764-1130 до 911 911-1392 1392-1539 До 477 4 7 7 - 1490 При нагреве до 2000 °С и давлении ~ Ю10 Па углерод в форме графита перекристаллизуется в алмаз. При очень больших давлениях в железе обнаруже на низкотемпературная модификация с гексагональной решеткой ГПУ. Рост давления может приводить к превращению при низких температу рах менее плотноупакованных модифи каций в плотноупакованные структуры. В Ge, Si и Sna при больших давлениях обнаружено превращение ковалентных кристаллов с решеткой алмаза (К = 4) в металлические кристаллы с тетраго нальной объемно-центрированной ре шеткой (К = 8). Энергия металлической связи не сколько меньше, чем энергия ковалент ной связи, поэтому металлы в большин стве случаев, по сравнению с кова лентными кристаллами, имеют более низкие температуры плавления, испаре ния, модуль упругости, но более высо кий температурный коэффициент линей ного расширения. Для большинства случаев с увеличе нием энергии связи Есв растут темпера тура плавления Гпл, модуль упругости Еу„р, энергия активации самодиффузии блиф5 коэффициент линейного расшире ния а, наоборот, уменьшается (табл. 1.5). Строение и свойства материалов Магний Алюми ний Медь Берил лий Ж елезо Титан Цирко ний Хром Ванадий Ниобий М олиб ден Тантал Воль фрам О ь* KJ -В и 5 Сй ев ж а 106, °С ~1 (25-100 °С) Металл ТА БЛ И Ц А 1.5. Энергия межатомной связи и свойства металлов оЗ С U ь. 5 он 03 Vи ■f* цГр о ^ О™ Ь с» 2 5 *4 с : и- 151 232 650 660 26 24 45 134 71 142 1,7 2,7 340 — 1083 1284 16 121 197 310 160 8,9 12 396 419 460 1539 1665 1852 7,8 4,5 6,5 12 214 250 9,9 9,6 112 122 70 92 1,8 1875 1919 — 2468 670 2625 6,2 — 8,7 7,2 5,1 280 135 124 334 310 398 398 424 6,1 8,6 10,2 — 3000 880 3410 6,5 4,4 185 460 420 500 16,6 19,3 7,1 Закономерность обнаружена экспери ментально и имеет ряд исключений. В их числе: аномально завышен модуль упругости у Be, что позволяет использо вать его сплавы как материалы повы шенной жесткости (см. гл. 13). М еталлы Ti и Zr имеют заниженные значения не только модуля упругости, но и энергии активации самодиффузии. Последнее объясняет их пониженную жаропроч ность. Приведенные в табл. 1.5 значения определены по теплоте испарения; £ угтр и бд„ф даны для поликристаллов, при чем Еупр для температуры 25 °С, a QllM$ для низкотемпературных модификаций полиморфных металлов. Вследствие ненаправленности м етал лической связи и образования плотноупакованных структур металлические кристаллы более пластичны и менее тверды, чем ковалентные кристаллы. Хорошая электрическая проводимость обеспечивается наличием свободных подуровней в валентной энергетической зоне. 19 Температурный коэффициент электри ческого сопротивления у металлических кристаллов имеет положительное значе ние, т. е. электрическое сопротивление при нагреве растет. Ионные кристаллы. В сложных кри сталлах, состоящих из элементов раз личной валентности, возможно образо вание ионного типа связи. Такие кри сталлы называют ионными. При сближении атомов и перекрытии валентных энергетических зон между элементами происходит перераспределе ние электронов. Электроположительный элемент теряет валентные электроны, превращаясь в положительный ион, а электроотрицательный — приобретает его, достраивая тем самым свою валент ную зону до устойчивой конфигурации, как у инертных газов. Таким образом, в узлах ионного кристалла располагаются ионы. Представитель этой группы — кри сталл оксида FeO, решетка которого состоит из отрицательно заряженных ионов кислорода и положительно заря женных ионов железа. Перераспределение валентных элек тронов при ионной связи происходит между атомами одной молекулы (одним атом ом железа и одним атом ом кисло рода). Для ковалентных кристаллов коорлинационное число К, а следовательно, и возможный тип решетки определяют ся валентностью элемента. Для ионных кристаллов координационное число оп ределяется соотношением радиусов ме таллического и неметаллического ионов, так как каждый ион стремится при тянуть к себе как можно больше ионов противоположного знака. Ионы в ре шетке укладываются как шары разных диаметров. Радиус неметаллического иона боль ше радиуса металлического, и поэтому металлические ионы заполняю т поры в кристаллической решетке, образован ной ионами неметалла. В ионных кри сталлах координационное число опреде 20 Закономерности формировании структуры материалов ляет число ионов противоположного знака, которые окружают данный ион. Приведенные ниже значения отноше ний радиуса металла R Mк радиусу неме талла /?нм и соответствующие им коор динационные числа вытекают из геоме трии упаковки шаров разных диаме тров. К . . . Лм/Л„„ 8 6 4 2 1 -0 ,7 3 0,73-0,41 0,41-0,22 0,22 Для FeO координационное число бу дет равно 6, так как указанное соотно шение равно 0,54. На рис. 1.14 приведе на кристаллическая решетка FeO. Ионы кислорода образуют ГЦК решетку, ионы железа занимают в ней поры. Каждый ион железа окружен шестью ионами кислорода, и, наоборот, каждый ион кислорода окружен шестью ионами железа. В связи с этим в ионных кри сталлах нельзя выделить пару ионов, которые можно было бы считать моле кулой. При испарении такой кристалл распадается на молекулы. При нагреве соотношение ионных ра диусов может изменяться, так как ионный радиус неметалла растет интен сивнее, чем радиус металлического иона. Это приводит к изменению типа кристаллической структуры, т. е. к поли морфизму. Например, у оксида Fe20 3 при нагреве шпинельная кристалличе ская решетка изменяется на ромбоэдри ческую решетку (см. п. 14.2). Ж Рис. 1.14. Кристаллическая решетка FeO: о —схема; 6 — пространственное изображение Энергия связи ионного кристалла по своей величине близка к энергии связи ковалентных кристаллов и превышает энергию связи металлических и тем бо лее молекулярных кристаллов. В связи с этим ионные кристаллы имеют высо кую температуру плавления и испаре ния, высокий модуль упругости и низ кие коэффициенты сжимаемости и ли нейного расширения. Заполнение энергетических зон вслед ствие перераспределения электронов де лает ионные кристаллы полупроводни ками или диэлектриками. Во многих ионных кристаллах имеется доля ковалентной связи. Под действием электромагнитных полей друг друга проис ходит поляризация ионов и возникает сме шанная ионно-ковалентная связь. Поляриза ция деформирует электронные зоны, в ре зультате чего ионы теряют сферическую симметрию. С изменением доли ковалентной связи в ионных кристаллах изменяются и свойства. В кристаллах, образованных эле ментами различных групп A'BVI1, AfIBVI, AII,BV, AIVB " доля ковалентной связи растет от А В 11 до AIVBIV. В последних соедине ниях, образованных элементами четвертой группы, доля ковалентной связи составляет 90% и кристаллы преимущественно являют ся ковалентными. Увеличение доли кова лентной связи вызывает увеличение электри ческой проводимости. Кристаллы A*BVH — диэлектрики, а кристаллы A IVB1V— полу проводники. 1.3. Фазовый состав сплавов Термин «сплав» в настоящее время имеет более широкое значение, чем во время его появления. Если раньше про мышленные материалы, содержащие не сколько элементов, получали преимуще ственно путем сплавления, то сейчас многие материалы получают и другими технологическими способами, например, порошковой металлургией (прессова нием твердых частиц и их последующим спеканием при высоких температурах), диффузионным (проникновением одного вещества в другое твердое вещество при высоких температурах); сплавы можно Строение и свойства материалов 21 получить при плазменном напылении, в процессе кристаллизации из паров в вакууме, при электролизе и т. д. Преимущественное использование в промышленности находят не чистые металлы или неметаллы, а сплавы ме таллов с металлами или неметалла ми. В сплавах элементы могут различно взаимодействовать между собой, обра зуя различные по химическому составу, типу связи и строению кристаллические фазы § Эти кристаллы в зависимости от атомно-кристаллической структуры при нято делить на два основных вида: твердые растворы и промежуточные фазы. Твердыми растворами называют кристаллы, в которых сохраняется кри сталлическая решетка одного элементарастворителя. В промежуточных фазах образуется новый тип кристаллической решетки, отличающийся от решеток элементов, его образующих. Таким образом, помимо классифика ции кристаллов по видам связи исполь зуют классификацию по типам кристал лической решетки. Такая классификация позволяет прогнозировать характер из менения свойств сплава в функции со става. Твердые растворы. Такие растворы являются кристаллическими фазами переменного состава. Атомы растворен ного элемента В размещаются в кри сталлической решетке растворителя — элемента А, либо замещая атомы в узлах решетки, либо внедряясь в ме ждоузлия-поры. В первом случае кри сталлы называю т твердыми растворами замещения, во втором -тверд ы м и рас творами внедрения (рис. 1.15). Количе ство замещенных атомов, так же как и количество внедренных, может изме няться в широких пределах, что и при водит к переменной растворимости твердых растворов. Растворимость мо жет быть неограниченной для твердых а) б) Рис. 1.15. Атомно-кристаллическая структура твердого раствора (схема): a —твердый раствор замещения; б —твердый рас твор внедрения растворов замещения и ограниченной для тех и других. Твердые растворы обозначаются бук вами греческого алфавита: а, р, у и т. д. или А (В), где А - растворитель, В - р а створенный элемент. Твердые растворы замещения. Замеще ние атомов растворителя А атомами растворенного элемента В возможно, если атомные радиусы отличаются не более, чем на 15%. Это условие назы вают -размеры ый фактор. В твердых растворах атомы растворенного веще ства, как правило, распределяются в ре шетке растворителя статистически. Во круг атом а растворенного вещества воз никают местные искажения простран ственной решетки. Эти искажения при водят к изменению свойств и к измене нию среднего периода решетки. Раство рение элементов с меньшим атомным радиусом, чем атомный радиус раство рителя, вызывает уменьшение среднего периода решетки, а с больш им радиу со м —увеличение. Образование твердых растворов всег да сопровождается увеличением элек трического сопротивления и уменьше нием температурного коэффициента электрического сопротивления; твердые растворы обычно менее пластичны 1 и всегда более твердые и прочные, чем чистые металлы. 1 Фазой называется однородная обособленная | Исключение-твердые растворы на основе ме часть металла или сплава, имеющая одинаковые ди. состав, строение и свойства. 22 Закономерности формирования структуры материалов Растворимость элементов в твердом состоянии уменьшается при увеличении различия в атомных радиусах спла вленных элементов и их валентно сти. При образовании твердых растворов замещения возможна и неограниченная растворимость элементов в твердом со стоянии, т. е. когда при любом количе ственном соотношении сплавляемых элементов все разнородные атомы раз мещаются в узлах общей простран ственной решетки. Неограниченная рас творимость наблюдается при соблюде нии размерного фактора и если эле менты имеют одинаковый тип кристал лической решетки. Неограниченная растворимость в твердом состоянии наблюдается в спла вах меди с золотом, меди с никелем, германия с кремнием. В полиморфных металлах встречается неограниченная растворимость в пределах одной моди фикации пространственной решетки. Например, Fe, дает неограниченный ряд твердых растворов с хромом (ОЦК ре шетка), a' Fey- неограниченный ряд твердых растворов с никелем (ГЦК ре шетка). Многие твердые растворы замещения при относительно невысоких температу рах способны находиться в упорядочен ном состоянии, т. е. вместо статистиче ского распределения разносортных ато мов в узлах пространственной решетки атомы одного и другого металла разме щаются в совершенно определенном по рядке. Такие твердые растворы назы вают упорядоченными; используется также термин «сверхструктура». . 11ереход из неупорядоченного в упо рядоченное состояние происходит при определенной температуре или в опре деленном интервале температур. Темпе ратура, при которой твердый раствор полностью разупорядочивается, назы вается точкой Курнакова и обозначает ся 9К. Упорядочение происходит обычно только при медленном охлаждении твердого раствора из температурной области выше 0 *. Упорядоченные твердые растворы встречаются в системах с значительной или неограниченной растворимостью в твердом состоянии; при этом полная упорядоченность возникает при концен трациях твердого раствора, соответ ствующих простым атомным соотноше ниям компонентов типа АВ или АВ3. Частичная упорядоченность наблюдает ся при составах, близких к указанным. Расположение атомов в упорядоченных твердых растворах двух сплавов меди с золотом, составов, соответствующих концентрациям AuCu 3 и AuCu, показано на рис. 1.16. Возникновение и исчезновение поряд ка в расположении атомов твердых рас творов сопровождается изменением свойств. При упорядочении возрастают элек тропроводность, температурный ко эффициент электрического сопротив ления, твердость и прочность; снижает ся пластичность сплава. У ферромаг нитных сплавов изменяются магнитные свойства: например, у пермаллоев (маг нитные сплавы железа с никелем) при упорядочении в несколько раз снижает ся магнитная проницаемость. Неко Рис. 1.16. Кристалличе ская решетка сплавов ме ди с золотом: • <4и О Си | у О 0 О о J V б)' В) а — неупорядоченный твер дый раствор; 6 — упорядо ченный твердый раствор (сплав состава AuCu}); в — упорядоченный твердый рас твор (сплав состава AuCu) Строение и свойства материалов 23 торые сплавы в неупорядоченном со стоянии парамагнитны, а после упо рядочения становятся ферромагнит ными, например, сплавы Г ейслера (M n -C u -A l). Твердые растворы внедрения. Такие твердые растворы возникают при сплав лении переходных металлов с неметал лами, имеющими малый атомный ра д и у с-Н , N, С, В. Основным условием, определяющим возможность растворения путем внедре ния, является размерный фактор. Раз мер межузельного атома должен быть равным или несколько больше размера поры. Твердые растворы внедрения всегда имеют ограниченную растворимость и встречаются преимущественно тогда, когда растворитель имеет ГПУ или ГЦК решетки, в которых имеются поры с радиусом 0,41 R, где R - радиус атома растворителя. В ОЦК решетке раство римость путем внедрения мала, так как размер пор не превосходит 0,29 Я. Примером твердых растворов внедре ния, имеющих промышленное значение, являются твердые растворы углерода в Fey и Fea, Fey с ГЦК решеткой раство ряет до 2,14% (по массе) углерода; Fe„ с ОЦК решеткой почти не растворяет углерод, максимальная растворимость составляет около 0 ,0 2 % (по массе). Искажения решетки, которые по являются при образовании твердых рас творов внедрения, превышают те, ко торые возникают при образовании твердых растворов замещения, в связи с чем более резко изменяются и свой ства. По мере увеличения концентрации растворенного элемента в твердом раст воре заметно возрастают электрическое сопротивление, коэрцитивная сила, твер дость и прочность, но заметно пони жаются пластичность и вязкость. В сплавах, содержащих более двух элементов, возможно растворение в одном и том же растворителе и путем замещения, и путем внедрения. Так, при сплавлении железа с марганцем и угле родом получится твердый раствор, в ко тором марганец растворяется путем за мещения, а углерод-путем внедрения. В заключение следует подчеркнуть, что твердые растворы -это кристаллы, наиболее близкие по свойствам к рас творителю, так как сохраняют его кри сталлическую решетку и тип связи. В частности, твердые растворы на осно ве металлов отличаются хорошей тех нологической пластичностью: хорошо деформируются в горячем состоянии, а многие и в холодном состоянии. Твердые растворы составляют основу большинства промышленных конструк-, ционных сплавов и сплавов специально го назначения. Промежуточные фазы. Кристаллы, образованные различными элементами и имеющие собственный тип кристалли ческой решетки, отличающийся от ре щеток составляющих их элементов, на зывают промежуточной фазой. В зависимости от природы элементов в промежуточных фазах может быть любой тип связи, который, в первую очередь, и определяет свойства кристал лов, в частности электрические свойства (см. п. 17.1). Расположение атомов (или ионов) в решетке может быть неупорядо ченным либо полностью или частично упорядоченным. Упорядочение, так же как и в твердых растворах, вызывает ре зкое изменение свойств - появление сверхпроводимости. Промежуточные фазы, так же как и твердые растворы, являются кристал лами, в которых состав изменяется в не котором интервале концентраций, иног да очень малом. Переменный состав объясняется либо наличием небольших межузельных «лишних» атомов (или ионов) в кристаллической решетке про межуточной фазы, либо недостатком атомов в узлах решетки (рис. 1.17). Промежуточные фазы обозначают так же, как и твердые растворы, буква ми греческого алфавита. Однако допу скаются обозначения и химическими 24 Закономерности формирования структуры материалов Рис. 1.17. Кристаллическая решетка FeO с дефицитом металлических ионов формулами, которые отражают состав (стехиометрический), при котором кри сталлы не имеют дефектов —межузельных атомов и вакансий. Пока не существует полной классифи кации многочисленных и разнообразных промежуточных фаз. Замечено, что структура промежуточной фазы зависит от трех факторов: относительного раз мера атомов, их валентности и от поло жения в периодической системе элемен тов, что определяет их электронную структуру. С и с т е м ы м е т а л л - н е м е т а л л . Фа зы с ионным типом связи. К ним относятся простые и двойные оксиды металлов. Простой оксид железа FeO имеет гранецентрированную пространственную решетку (см. рис. 1.14). Все кислородные узлы решет ки заполнены, тогда как часть металлических узлов свободна. Таким образом, оксид FeO имеет структуру с большим дефицитом ме таллических ионов, что определяет появле ние полупроводниковых свойств (см. п. 17.2). Оксид железа Fe 30 4—это двойной оксид FeO х Fe 20 3 (рис. 1.18). Кристаллическая решетка оксида-шпинель содержит двухи трехвалентные ионы железа, располо женные в межузельных порах ионов кисло рода. Два вида ионов железа и ионный тип связи обеспечивают оксиду особые маг нитные свойства в высокочастотных полях. Большая плотность упаковки ионов в решет ке, несмотря на небольшой дефицит ионов железа, способствует высокому сопротивле нию химической коррозии. Фазы с ионно-ковалентным типом связи. Такие фазы образуются при взаимодействии металлов I —III группы с неметаллами V- VI группы подгруппы В (например, некоторые сульфиды и фосфиды, так же как ZnS и AIP). Эти фазы обладают полупроводниковыми свойствами. Фазы с металлическим типом связи. Фазы, в которых преобладает металлический тип связи, образуются при взаимодействии пере ходных металлов с С, N, В и Н. Фазы назы ваются соответственно карбидами, нитрида ми, боридами, гидридами. Кристаллическая структура этих соедине ний зависит от относительных размеров ато мов неметалла R HM и атомов металла R M. Если отношение R HM/R M< 0,59, образуются промежуточные фазы с простыми простран ственными решетками, атомы неметалла в которых располагаются в порах. Эти про межуточные фазы называют фазами внедре ния. Если отношение R„M/R M> 0,59, то атом неметалла не может разместиться в поре, тогда образуются сложные простран ственные решетки с большим числом атомов в элементарной ячейке. Фазы внедрения. Эти фазы имеют кристал лические решетки, типичные для чистых ме таллов; чаще всего это плотноупакованные ГЦК и ГПУ решетки; при этом тип решетки не совпадает с типом решетки металла, образующего фазу внедрения (исключением являются некоторые гидриды). Атомы ме талла в фазах внедрения размещаются в уз лах решетки, тогда как атомы неметалла за кономерно распределяются в октаэдрических или тетраэдрических порах решетки. Тетра эдрические поры имеют меньший размер, поэтому в них могут разместиться лишь атомы водорода. Химический состав фаз внедрения указы вается формулами: МеХ, Ме 2Х, Ме4Х и Рис. 1.18. Кристаллическая решетка Fe 30 4: а —расположение ионов кислорода; б, « —метал лический ион в тетраэдрической и октаэдрической порах Строение и свойства материалов МеХ4, где M e-металл, X-неметалл; однако это фазы переменного состава, в которых число неметаллических атомов отличается от стехиометрического состава. К фазам внедрения типа МеХ относятся следующие карбиды: TiC, NbC, WC, МоС, VC. Вольфрам и молибден могут образовы вать и фазы внедрения типа Ме2Х: Мо2С и W2C. Примером фазы внедрения типа Ме4Х является нитрид железа Fe4N, а фазы типа МеХ4 -гидрид циркония ZrH4. В карбиде TiC фактическое содержание углерода, который располагается в междоузельных порах, может колебаться в преде лах 38 —50 ат. %. Очевидно, что только при 50 ат. % углерода состав карбида точно описывается формулой TiC. Указывалось, что в фазах внедрения пре обладает металлическая связь, чем опреде ляются такие свойства этих фаз, как высокая электропроводимость, положительный коэф фициент электрического сопротивления, как у чистых металлов и твердых растворов на их основе. Некоторые фазы внедрения обла дают сверхпроводимостью; однако есть свойства, которые указывают на значитель ную долю в фазах внедрения ковалентной связи. Большинство фаз внедрения чрезвы чайно тугоплавки и имеют твердость, близ кую к твердости алмаза. Фазы внедрения — это самые тугоплавкие и твердые промежу точные фазы. Карбиды и нитриды, относящиеся к фазам внедрения, присутствуют в структуре многих коррозионно-стойких, износостойких и жаро прочных конструкционных сталей. Карбиды TiC, ТаС, WC, W2C служат основой спе ченных твердых сплавов для режущих ин струментов. Использование таких сплавов позволило увеличить скорости резания в де сятки раз (см. гл. 18). К карбидам с отношением RHM/ R M> 0,59 относятся карбид железа (в сталях его назы вают цементитом), карбид марганца и кар биды хрома (например, в карбиде железа от ношение R c /Rf:e = 0,605). Карбид железа Fe3C и карбиды хрома Сг23С6 и Сг7С3-важнейшие промежуточные фазы в конструкционных и инструментальных ста лях, во многом определяющие их свойства. В последних карбидах преобладает металли ческая связь, хотя имеется и определенная доля ковалентной связи. Эти промежуточные фазы отличаются вы сокой твердостью и хрупкостью, они также достаточно тугоплавки, но уступают по этим 25 свойствам карбидам, являющимся фазами внедрения. Системы м е т а л л - м е т а л л . При сплавлении металлов могут образовываться промежуточные фазы с металлическим ти пом связи. К ним относятся электронные фазы, фазы Лавеса и а-фазы. Электронные фазы. Это фазы переменного состава. Для максимального содержания ме талла более высокой валентности характер но совершенно определенное значение элек тронной концентрации - 3/2, 21/13, 7/4, т. е. отношение числа валентных электронов к числу атомов. Фазы с указанными значе ниями электронной концентрации принято обозначать р-, у- и Б-фазами соответственно. Указанным электронным концентрациям можно приписать соответствующие химиче ские формулы. Например, в сплавах меди с цинком, в которых могут образоваться все фазы с указанными концентрациями, такими формулами будут соответственно CuZn, CusZng, CuZn3. В большинстве сплавов P-фазы имеют ОЦК решетку, у-фазы - сложную кубическую решетку с 52 атомами в элементарной ячейке и s-фазы-Г П У решетку. Свойства электронных соединений, в част ности, механические свойства, зависят в зна чительной мере от степени упорядоченности расположения атомов компонентов в кри сталлической решетке электронного соедине ния. Так, p-фазы с ОЦК решеткой во всех си стемах при высоких температурах неупорядочены, и в этом состоянии их свойства близки к свойствам твердых растворов, т. е. они не отличаются высокой твердостью и обладают хорошей пластичностью. При низких температурах неупорядоченные Рфазы неустойчивы: они либо распадаются на двухфазные смеси, либо упорядочиваются, как, например, в системе Си Zn. Упорядо ченные Р'-фазы значительно более тверды и хрупки, у-фазы почти всегда упорядочены, причем вплоть до температуры плавления и во всех системах обладают хрупкостью, ефазы всегда имеют неупорядоченное строе ние. Электронные соединения присутствуют в структуре многих сплавов на медной осно ве: латунях (C u-Zn), бронзах (Си AI, Си - Sn и др.); они являются упрочняющими фазами (см. п. 9.4). Фазы Лавеса. Эти промежуточные фазы практически постоянного состава АВ2 обра зуются при взаимодействии металлов самых 26 Закономерности формировании структуры материалов различных групп периодической таблицы элементов; образование их определяется раз мерным фактором; атомный радиус элемен та В меньше, чем атомный радиус элемента А, на 20-30%. Фазы Лавеса имеют упорядоченные сложные кубические или гексагональные ре шетки; в магнитном поле они ведут себя как диамагнетики. Фазы Лавеса, образованные переходными металлами (NbFe2, MoFe2, TiFe2, TiCr2), присутствуют в структуре некоторых жаро прочных сплавов и способствуют их упроч нению (см. п. 14.3). Сигма-фазы, Эти фазы переменного соста ва образуются при сплавлении переходных ме таллов, имеющих близкие размеры атомов; ст-фазы имеют частично упорядоченную сложную решетку. В железных сплавах, содержащих больше 20% Сг, которые используются как корро зионно-стойкие конструкционные материалы, очень медленное охлаждение из области твердого раствора или изотермические вы держки при 800-600 °С приводят к образова нию кристаллов ст-фазы, которое сопрово ждается резким увеличением твердости и охрупчиванием сплавов. 1.4. Дефекты кристаллов Строение реальных кристаллов отли чается от идеальных. В реальных кри сталлах всегда содержатся дефекты, а поэтому нет идеально правильного расположения атомов во всем объеме кристалла. Дефекты кристаллов подразделяют на. точечные, линейные, поверхностные и объемные. Размеры точечного дефек та близки к межатомному расстоянию. У линейных дефектов длина на несколь ко порядков больше ширины; у поверх ностных дефектов мала толщина, а ширина и длина больше ее на не сколько порядков. Объемные дефекты (поры, трещины) имеют значительные размеры во всех трех направлениях. Точечные дефекты. К самым простым точечным дефектам относятся вакансии, межузельные атомы основного веще ства, чужеродные атомы внедрения (рис. 1.19). Вакансией называется пустой узел кристаллической решетки; межузельным атомом называется атом, переме щенный из узла в позицию между узла ми. Вакансии и межузельные атомы по являются в кристаллах при любой тем пературе выше абсолютного нуля из-за тепловых колебаний атомов. Каждой температуре соответствует равновесная концентрация вакансий, а также межузельных атомов. Например, в меди при температуре 20-25 °С содержится 10“ 13 ат. % вакансий/1а вблизи точки плавле ния-уже 0,01< ат. % (одна вакансия при ходится на 104 атомов). Пересыщение точечными дефектами достигается при резком охлаждении по сле высокотемпературного нагрева, при пластическом деформировании и при облучении нейтронами. В последнем случае концентрация вакансий и межузельных атомов одинакова: выбитые из узлов решетки атомы становятся межузельными атомами, а освободив шиеся узлы становятся вакансиями. С течением времени избыток вакансий сверх равновесной концентрации унич тожается на свободных поверхностях кристалла, порах, границах зерен и дру Рис. 1.19. Точечные де фекты в кристаллической решетке: а —вакансия; б —межузелъный атом; в — примесный атом внедрения й) I б) б) Строение и свойства материалов 27 Рис. 1.20. Схемы краевой (а) и винтовой (б) дисло каций )— ( )— <>—Н) гих дефектах решетки. Места, где исче заю т вакансии, называются стоками ва кансий. Убыль вакансий объясняется их подвижностью и непрерывным переме щением в решетке. Соседний с вакан сией атом может занять ее место и оставить свободным свой узел, в ко торый затем переходит другой атом. Чем выше температура, тем больше концентрация вакансий и тем чаще они переходят от узла к узлу. Вакансии являются самой важной разновид ностью точечных дефектов; они уско ряют все процессы, связанные с переме щениями атомов: диффузия, спекание порошков и т. д. В ионных и ковалентных кристаллах вакансии и другие точечные дефекты электрически активны и могут быть как донорами, так и акцепторами. Это создает в кристаллах преобладание определенного типа проводимости. В ионных кристаллах электрическая нейт ральность кристалла сохраняется бла годаря образованию пары точечных дефектов : вакансия - ион, у которых электрические заряды имеют противо положные знаки. Все виды точечных дефектов иска жают кристаллическую решетку и, в определенной мере, влияют на физиче ские свойства. В технически чистых ме таллах точечные дефекты повышают электросопротивление, а на механиче ские свойства почти не влияют. Лишь при больших концентрациях дефектов в облученных металлах понижается пла стичность и заметно изменяются другие свойства. Линейные дефекты. Важнейшие виды линейных несовершенств - краевые и винтовые дислокации (рис. 1.20, 1.21). Краевая дислокация в сечении пред ставляет собой край «лишней» полу плоскости в решетке (рис. 1,20. а). Вокруг дислокаций решетка упруго искажена. Мерой искажения служит так назы ваемый вектор Бюргерса. Он получает ся, если обойти замкнутый контур в идеальном кристалле (рис. 1.22, д), пере- Рис. 1.21. Дислокации в отожженном сплаве Fe + 3%A1: а —изображение дислокаций на снимке; 6 —распо ложение дислокаций в фольге, ж 40000 ходя от узла к узлу, а затем этот же путь повторить в реальном кристалле, заключив дислокацию внутрь контура. Как видно из рис. 1.22,6 в реальном кристалле контур окажется незамкну- о) б) Рис. 1.22. Определение вектора Бюргерса БА 28 Закономерности формирования структуры материалов тым. Вектор, который нужен для за мыкания контура, называется вектором Бюргерса. У краевой дислокации вектор Бю ргерса равен межатомному расстоя нию и перпендикулярен дислокацион ной линии, у винтовой дислокации — па раллелен ей. Плотность д ислокаций-сум м арная длина всех линий дислокаций в единице объема. В полупроводниковых кристал лах она равна 104 — 105 с м -2 ,, у ото жженных м е т а л л о в - 10 6 — 10 8 с м - 2 . При холодном пластическом деформи ровании плотность дислокаций возра стает до 10й — 10 12 с м - 2 . Попытка уве личить плотность свыше 1012 с м -2 быстро приводит к появлению трещин и разрушению металла. Дислокации по являю тся при кристаллизации, плот ность их больш ая, поэтому они значи тельно влияю т на свойства материалов. Дислокации наряду с другими дефекта ми участвуют в фазовых превращениях, рекристаллизации, служат готовыми центрами при выпадении второй фазы из твердого раствора. Вдоль дислока ций скорость диффузии на несколько порядков выше, чем через кристалличе скую решетку без дефектов. Дислокации служат местом концентрации при месных атомов, в особенности примесей внедрения, так как это уменьшает иска жения решетки. Примесные атомы образую т вокруг дислокации зону повы шенной концентрации-так называемую атмосферу К оттрелла, которая мешает движению дислокаций и упрочняет металл. ЗерноI Граница Рис. 1.23. Зависимость предела текучести от плотности дефектов: / — идеальный кристалл без дефектов; 2 — без дефектные кристаллы «усы»; 3 — отожженные м еталл ы ; 4 — металлы с увеличенной плотностью дефектов после обработки Особенно велико влияние дислокаций на прочность кристаллов. Благодаря подвижным дислокациям эксперимен тально определенный предел текучести металлов в 1000 раз меньше теоретиче ского значения. При значительном уве личении плотности дислокаций и умень шении их подвижности прочность уве личивается в несколько раз по срав нению с отожженным состоянием. П роч ность бездефектных участков (в том числе длинных и тонких «усов», получен ных кристаллизацией из газовой фазы) приближается к теоретической (рис. 1.23). В полупроводниках дислокации влияют на электрические и другие свой- Зерно II • • • • • • • • • • • • • § ф ф § | ф #**ф9 • I • • • • • • • • • • • • • • • • • • *9 99 • • • • • • • • • •••• • • • • • • • • • • • • • • • • • • • • • • • • I ..................................... • • • • • • • • •, •• а) в) Рис. 1.24. Схемы строения большеугловых (а) и малоугловых (б) границ Строение и свойства материалов 29 ства, снижают электрическое сопротив а при прохождении через дефект упа ление, уменьшают время жизни носите ковки слои чередуются в последова лей. Значение дислокаций особенно воз тельности АВСВСАВС... Чередование растает в микроэлектронике, где приме слоев ВСВС... типично для кристаллов няются тонкие пленочные кристаллы, с ГПУ решеткой, и, таким образом, де и дислокации играют роль тонких про фект упаковки представляет собой как водящих каналов, вдоль которых легко бы тонкую пластинку с ГПУ решеткой перемещаются атомы примеси. в ГЦК решетке. Поверхностные дефекты влияют на Поверхностные дефекты. Наиболее важными поверхностными дефектами механические и физические свойства ма являются большеугловые и малоуг териалов. Особенно большое значение ловые границы, дефекты упаковки, гра имеют границы зерен. Предел текучести стт связан с размером зерен d зависи ницы двойников. В промышленности применяют как мостью о т = о 0 + k d ~ 112, где с 0 и к - по поликристаллические, так и монокри- стоянные для данного материала. Чем сталлические материалы. Поликристал- мельче зерно, тем выше предел текуче лический сплав содержит огромное чис сти, вязкость и меньше опасность хруп ло мелких зерен. В соседних зернах кого разрушения. Аналогично, но более решетки ориентированы различно (рис. слабо влияет на механические свойства 1.24), и граница между зернами предста размер субзерен. вляет собой переходный слой шириной Вдоль границ зерен и субзерен бы 1-5 нм. В нем нарушена правильность стро протекает диффузия (во много раз расположения атомов, имеются скопле быстрее, чем сквозь кристалл), особенно ния дислокаций, повышена концентра при нагреве. Взаимодействие между де фектами. перемещения их в кристаллах, ция примесей. изменение концентрации дефектов - все Границы между зернами называются это отражается на свойствах и имеет большеугловыми, так как соответ ственные кристаллографические направ большое практическое значение. ления в соседних зернах образуют углы в десятки градусов (рис. 1.24, а). Каждое 1.5. Диффузия в металлах и сплавах зерно, в свою очередь, состоит из субзе Многие процессы, протекающие в ме рен или блоков. Субзерно представляет собой часть таллах и сплавах, особенно при повы кристалла относительно правильного шенных температурах, связаны с самостроения. Границы субзерен представ диффузией или диффузией. Самодиффузия переход атома метал ляют собой стенки дислокаций, которые разделяют зерно на отдельные субзерна ла из узла кристаллической решетки или блоки (рис. 1.24,6). Угол взаимной в соседний или в межузлие под дей разориентации между соседними субзер ствием теплового возбуждения. Диффузия перенос разнородных ато нами невелик (не более 5°), поэтому та кие границы называются малоугловы мов, который сопровождается измене ми. На малоугловых границах также нием концентрации компонентов в от дельных Зонах сплава. скапливаются примеси. Для описания процессов диффузии Дефект упаковки представляет собой или самодиффузии предложено несколь часть атомной плоскости, ограничен ко механизмов (обменный, циклический, ную дислокациями, в пределах кото межузельный, вакансионный и др.). Од рой нарушен нормальный порядок че нако реализуется тот механизм диффу редования атомных слоев. Например, зии или самодиффузии. при котором в сплавах с ГЦК решеткой чередуются окажется наименьшей величина энергеплотноупакованные слои ЛВСАВСАВ..., 30 Закономерности формирования структуры материалов тического барьера (энергия активации), преодолеваемого перемещающимися атомами. Энергия активации зависит от сил межатомной связи и дефектов кри сталлической решетки, которые облег чают диффузионные переходы (энергия активации по границам зерен вдвое меньше, чем в объеме зерна). Для ме таллических атомов более вероятным является вакансионный механизм, а для элементов с малым атомным радиусом (Н, N, С)-межузельный. Классическими законами диффузии считаются законы Фика, которые спра ведливы для слабых растворов или си стем с малым перепадом диффундирую щего вещества - градиентом концентра ции дс/дх. Первый закон Фика: dm = —D дс/дх dSdx. При постоянной температуре количе ство диффундирующего вещества dm в единицу времени через единицу по верхности dS пропорционально градиен ту концентрации дс/дх и коэффициенту диффузии D (см2/с). Знак минус указы вает, что диффузия протекает в напра влении, обратном вектору градиента концентрации, т. е. от зоны с большей концентрацией к зоне с меньшей кон центрацией диффундирующего элемента. Когда градиент концентрации изме няется во времени, а коэффициент диф фузии принимается независящим от концентрации, процесс диффузии описы вается вторым законом Фика, который выводится из первого закона: дс/дх = Dd2c/dx2. Коэффициент диффузии D (см2/с) определяет скорость диффузии при перепаде концентрации, равном едини це, зависит от состава сплава, размеров зерен и температуры процесса. Для определенного диапазона темпе ратур С Аррениус установил экспонен циальную зависимость коэффициента диффузии от температуры: D = D0e - y RT, где £>0 - предэкспоненциальный множи тель, зависящий от сил связи между атомами кристаллической решетки; б-энергия активации процесса диффу зии; R - газовая постоянная. В дальнейшем для описания диффу зионных процессов в сложных сплавах ученые уточняли законы Фика, вводили понятия градиента химического потен циала или градиента термодинамиче ской активности вместо градиента кон центрации. Диффузионные процессы лежат в ос нове кристаллизации и рекристаллиза ции, фазовых превращений и насыщения поверхности сплавов другими элемента ми. Более подробно об этом сообщает ся в последующих главах. 1.6. Жидкие кристаллы Жидкие кристаллы-это жидкости с упорядоченной молекулярной структу рой. Благодаря упорядочению молекул они занимают промежуточное положе ние между кристаллами и обычными жидкостями с беспорядочным располо жением молекул. Жидкие кристаллы те кучи, как обычные жидкости, но в то же время обладают анизотропией свойств, как кристаллы. Известно несколько сотен жидких кристаллов, важное место среди них за нимают некоторые органические веще ства, у которых молекулы имеют удли ненную форму. При плавлении таких веществ в силу особенностей межмолекулярного взаимодействия удлиненные молекулы располагаются в определен ном порядке. Промежуточное состояние с упорядоченной структурой сохраняет ся в интервале температур от точки плавления вещества до точки перехода жидкого кристалла в изотропную жид кость. При переходе из-за усилившихся тепловых колебаний упорядоченная мо лекулярная структура полностью исче зает, увеличивается прозрачность веще ства, и поэтому верхнюю температур ную точку существования жидкого кри- Строение и свойства материалов 31 Рис. 1.25. Типы структур жидких кристаллов а) в) сталла часто называют точкой просвет ления. По структуре жидкие кристаллы раз а вдоль молекулярных цепей на не деляют на три класса: I (нематические); сколько порядков ниже. II (смектические) и III (холестерические) Структура жидких кристаллов легко (рис. 1.25). изменяется под действием давления, В кристаллах первого класса (рис. электрического поля, нагрева. Это явле 1.25,а) молекулы выстроены в цепочки; ние дает возможность управлять их направление преимущественной ориен свойствами путем слабых воздействий тации молекул является оптической и делает жидкие кристаллы незаме осью жидкого кристалла. нимыми материалами для изготовления В кристаллах второго класса (рис. особо чувствительных индикаторов. Способность изменять оптические 1.25,6) молекулы образуют парал лельные слои, которые легко смещают свойства жидких кристаллов первого класса, а также кристаллов третьего ся друг относительно друга. В кристаллах третьего класса (рис. класса под влиянием электрического по 1.25,в) структура наиболее сложная: мо ля и температурных условий широко ис лекулы размещаются по пространствен пользуется в приборостроении. Измене ной спирали. Длинные молекулы обра ние структуры жидких кристаллов при зуют параллельные слои, в каждом слое внешних воздействиях сопровождается имеется структура жидкого кристалла перемещениями молекул, и на такие пе первого класса. Направление преимуще ремещения требуется 1—10 мс, а на ственной ориентации плавно меняется возврат к исходному состоянию после при переходе от слоя к слою, образуя прекращения воздействия еще большее спираль с определенным шагом. время-20-200 мс. Такая особенность Ориентационный порядок в располо жидких кристаллов ограничивает их жении молекул создает анизотропию: применение областью низких частот (не показатель преломления света, диэлек выше 2-5 кГц). В промышленности ис трическая проницаемость, удельное пользуют как индивидуальные жидко электрическое сопротивление, вязкость кристаллические органические соедине и многие другие свойства зависят от на ния, так и их эвтектические смеси. правления, вдоль которого измеряют их Смеси обладают более широким темпе величины, например параллельно или ратурным интервалом существования перпендикулярно осям молекул. В част жидких кристаллов. В жидких кристаллах первого класса ности, в жидких кристаллах, являющих ся диэлектриками, удельное объемное наблюдается электрооптический эффект электрическое сопротивление, измерен динамического рассеяния света. Сущ ное перпендикулярно молекулярным це ность эффекта заключается в нарушении исходной упорядоченности молекул под пям, достигает 1012 —1014 О м м , 32 Закономерности формирования структуры материалов действием электрического моля доста нагревает жидкии кристалл так, что из точной напряженности, появлением тур меняется окраска отраженного света. Жидкие кристаллы применяют в моду булентного перемешивания молекул и увеличением прозрачности. Жидкие ляторах, системах отображения инфор кристаллы используют в цветных инди мации - калькуляторах, ручных часах, каторах и других цветовых устройствах. измерительных приборах автомобилей, устройствах для отклонения светового Для цветных изображений применяют смеси жидких кристаллов с красителя потока и др. ми, также имеющими продолговатые молекулы. При низкой напряженности 1.7. Струстура полимеров, стекла поля молекулы жидкого кристалла раз и керамики мещаются перпендикулярно электродам ячейки и увлекают за собой молекулы Полимерами называют вещества красителя. В таком положении окраска с большой молекулярной массой не видна. При вращении молекул под ( > 104), у которых молекулы состоят из влиянием поля более высокой напря одинаковых групп.атомов-звеньев (рис. женности молекулы красителя окраши 1.26). Каждое звено представляет собой вают изображение в определенный цвет. измененную молекулу исходного низкоВ жидких кристаллах третьего класса молекулярного вещества - мономера. при нагреве шаг спирали увеличивается, При получении полимеров молекулы что меняет условия интерференции све мономеров объединяются друг с другом та на кристаллах и сопровождается из и образуют длинные линейные моле менением окраски отраженного света. кулы или макромолекулы, в которых Оптические характеристики кристаллов атомы соединены ковалентными связя весьма разнообразны, в среднем длина ми. В зависимости от характера связей волны отраженного света при нагреве между линейными молекулами поли на 1 °С уменьшается на 1-2 нм. меры разделяют на термопластичные Эту особенность используют для ре и термореактивные. Различие между ни гистрации и измерения стационарных ми особенно четко обнаруживается при и медленно меняющихся температурных нагреве. полей. Здесь используется как увеличе Термопластичные полимеры способны ние прозрачности при переходе жидкого многократно размягчаться при нагреве и твердеть при охлаждении без измене кристалла в изотропную жидкость, так и изменение цвета отраженного потока ния своих свойств. Термореактивные полимеры при на света. На основе жидких кристаллов греве остаются твердыми вплоть до изготовляют медицинские термометры, полного термического разложения. Это датчики температуры для контроля различие поведения при нагреве объяс перегрева узлов и деталей, преобразова няется тем, что у термопластичных по тели невидимого инфракрасного излуче лимеров между молекулами действуют ния в видимый свет. В последнем случае относительно слабые силы Ван-дерпоглощение инфракрасного излучения Ваальса. При нагреве связи между моv Рис. 1.26. Схема строения боковые группы линейной макромолекулы н \в н з н \ Н Щ . Н н /п Н Н СН3 Н Н СМ, I I I Ml ,—I---1__I__ I__I__I * с 4- c - С + С — • • • [ - с - С - С - С - С - С —}••I I III. Т Т _Г “П Т - Т / н н \сн3 Звено^ н сн3 н н н нj Главная цепь Строение и свойства материалов 33 лекулами значительно ослабляются, ма териал становится мягким и подат ливым. У термореактивных полимеров кроме сил Ван-дер-Ваальса имеются по перечные ковалентные связи между мо лекулами. Благодаря им термореак тивный материал остается твердым при нагреве. Линейные молекулы имеют главные цепи и боковые группы (см. рис. 1.26). При молекулярной массе 104 — 10б в ли нейной молекуле объединяются сотни звеньев и длина главной цепи во много раз больше размеров боковых групп. У большинства полимеров главные це пи состоят преимущественно из атомов углерода, у кремнийорганических поли меров они образованы чередующимися атомами кислорода и кремния. Боковые группы образуют атомы (во дород, галоиды), радикалы (ОН—, CN—, C 6HS— и др.), короткие поли мерные цепи из нескольких звеньев. Очевидно, что при наличии боковых групп нескольких видов имеются воз можности разместить их вдоль главной цепи как неупорядоченно, так и в опре деленном порядке. Полимеры с неупо рядоченным чередованием групп назы ваются нерегулярными, а с упорядо ченным - регулярными. Структура молекул определяется спо собом производства полимера. При обработке полимеров (нагрев, растворе ние и т. д.) структура молекул почти не изменяется, и нельзя, например, нерегу лярный полимер сделать регулярным. Общая структура полимеров склады вается из структуры молекул и надмо лекулярной структуры, т. е. взаимной укладки линейных молекул в полимер ном веществе. Надмолекулярная струк тура появляется под влиянием сил при тяжения между молекулами и теплового движения самих молекул. Наиболее ха рактерной и важной формой теплового движения макромолекул являются пово роты частей молекул по отношению друг к другу (рис. 1.27). Равновесному состоянию соответствуют определенные 2 Под ред. Б. Н. Арзамасова Рис. 1.27. Схема поворотов вокруг связей в главной цепи макромолекулы значения углов между связями а (см. рис. 1.27). Форма линейной молекулы все время изменяется. Установлено, что ее равновесной формой является эллип соид. Любые неравновесные изменения формы молекулы быстро уничтожаются при тепловом движении, когда пово роты вокруг связей внутри макромоле кулы лейко осуществляются. Для нере гулярных полимеров характерны па чечные структуры, когда на сравнитель но больших участках главные цепи соседних молекул располагаются парал лельно. У регулярных полимеров ти пичными надмолекулярными структура ми являются кристаллы. Пачечные структуры и кристаллы образуются при повышенных температурах, когда вну три макромолекулы легко происходят сдвиги, повороты и т. д. Макромолекулы в полимерном веще стве не упакованы плотно, и мерой плот ности упаковки является так называемый свободный объем, т. е. разность между фактическим удельным объемом веще ства и теоретическим удельным объе мом при самой плотной упаковке. При нагреве свободный объем увеличивает ся. В зависимости от свободного объе ма полимерное вещество находится в одном из физических состояний: сте клообразном, высокоэластичном, вязко текучем. Переходы из одного состояния 34 Закономерности формирования структуры материалов за доли секунды возвращает макромо лекулы к равновесным формам, и по этому высокоэластичная деформация обратима. В вязкотекучем состоянии полимер ведет себя как вязкая жидкость. Под на грузкой макромолекулы выпрямляются и скользят друг относительно друга. Главную часть деформации составляет необратимое вязкое течение. Течение прекращается после прекращения дей ствия нагрузки, и вязкая жидкость со храняет полученную форму. Нагрев со провождается разрывом ковалентных связей в макромолекулах. Число таких разрывов заметно повышается выше fTeK, а начиная с температуры разложе ния /р„зр термический распад макромо лекул с выделением низкомолекулярных соединений быстро приводит к полному разрушению полимера. Таким образом, молекулярная струк тура полимера остается неизменной в разных физических состояниях (если не учитывать разрывов ковалентных связей в отдельных макромолекулах при нагреве). В то же время надмолеку лярная структура легко изменяется. Не равновесные надмолекулярные струк туры при нагреве выше t„ заменяются равновесными. При охлаждении ниже гст в материале легко фиксируются нерав новесные надмолекулярные структуры. Если растянуть нагретый выше тер мопластичный полимер и, не снимая на грузки, охладить его ниже то высо коэластичное состояние «замораживает ся», вытянутые макромолекулы сохра нят свою форму и после снятия нагруз ки. Ориентация молекул по направле нию растягивающего усилия обусловли Температура, вает анизотропию свойств. Отклонения б) 8) г) надмолекулярной структуры от равно Рис. 1.28. Зависимость деформации поли весной имеются в изделиях из полиме ров и влияют на прочность. Регулярные меров от температуры: полимеры кристаллизуются при переох а — термопластичный аморфный полимер; 1 — стеклообразное состояние; I I — высокоэластич лаждении ниже равновесной темпера ное состояние; / / / —текучее состояние; б — туры кристаллизации tKp. Кристаллиза полимер с редкими поперечными связками; в ция регулярных полимеров сопрово термопластичный кристаллический полимер; г ждается выделением теплоты и уменьполимер с частыми поперечными связями в другое происходяг без выделения или поглощения теплоты. Температуры переходов называются температурами стеклования и текучести Гтск. Различия между физическими состоя ниями полимеров наглядно проявляют ся при деформировании (рис. 1.28). В стеклообразном состоянии повороты вокруг связей в макромолекулах затруд нены, полимер является упругим твердым телом. Под нагрузкой упругая деформация не превышает нескольких процентов и падает до нуля при снятии нагрузки. При деформации происходит искажение валентных углов а. Высокоэластичное состояние появляет ся тогда, когда свободный объем стано вится ~ 2,5% . В этом состоянии полимер ведет себя как эластичное тело. Под дей ствием нагрузки скрученные макромоле кулы выпрямляются и вытягиваются, деформация достигает 500-800%. Рас стояния между атомами в макромолеку лах при этом меняются незначительно. При снятии нагрузки тепловое движение Строение и свойства материалов 35 шением объема. При кристаллизации гибкие макромолекулы укладываются в порядке, который соответствует опре деленной кристаллической решетке. Сте пень кристаллизации обычно высока, не менее 60-70% , однако полная кристал лизация не достигается. Температура кристаллизации tKp лежит выше Гст, и благодаря кристаллам полимерные материалы остаются упругими и твердыми в интервале температур t„ — — tKp, при которых соответствующие по химическому составу некристаллические полимеры находятся в высокоэластич ном состоянии. Надмолекулярные структуры в термо реактивных полимерах зависят от плот ности поперечных связей. При неболь шой плотности поперечных связей обра зуются как пачечные структуры, так и кристаллы. При увеличении плотности поперечных связей возможность образо вания надмолекулярных структур уменьшается. В кристаллических полимерах раз меры кристаллов и их форма зависят от конкретных условий кристаллизации, и механические свойства определяются полученной структурой. Стекло представляет собой аморфное вещество, образующееся при сплавле нии оксидов или безоксидных соедине ний. Стеклообразующими являются оксиды S i0 2, В2О э, Р 20 5, G e 0 2, а также некоторые бескислородные соединения мышьяка, селена, теллура. Основу стекла образует объемная сет ка из однородных структурных элемен тов. В наиболее простом по составу кварцевом стекле такими элементами являются тетраэдры S i0 4, которые соединяются своими вершинами (рис. 1.29). Из таких же тетраэдров образована структура кристаллического кварца. Различие между двумя веще ствами одинакового химического соста ва объясняется размещением SiO*. Углы между связями кремний —кислород в со седних тетраэдрах в кварцевом стекле меняются в широких пределах (120 — Рис. 1.29. Расположение тетраэдров Si0 4 в стекле (а —угол между связями Si —О) 180°), чем и объясняется неупорядоченное расположение тетраэдров S i0 4. В кри сталлическом кварце тетраэдры SiO* размещены упорядоченно и образуют кристаллическую решетку, в этом случае значения углов между связями Si—О находятся в более узком интервале. Структура аморфного стекла возникает при охлаждении стеклянной массы, ког да повышение ее вязкости препятствует кристаллизации. Основную массу промышленных стекол составляют силикатные стекла с добавками других оксидов. Эти стекла по сравнению с кварцевым стеклом раз мягчаются при более низких температу рах и легче перерабатываются в изде лия. В силикатных стеклах атомы соеди няются ковалентно-ионными связями; в объемную сетку кроме кремния и кис лорода в\одят также алюминий, титан, германий, бериллий; ионы щелочных и щелочно-земельных металлов разме щаются в ячейках этой сетки. Усложне ние химического состава силикатных стекол приводит к изменению их свойств, в том числе и цвета, и является причиной структурной неоднородности. При охлаждении однофазный расплав расслаивается на две или несколько жидких фаз разного химического соста ва. Затвердевшее стекло имеет много фазную структуру, каждая из фаз остается аморфной. Расслоение сили катных стекол - характерная особен ность их структуры. При определенном соотношении со держания кремния, кислорода и других 36 Закономерности формирования структуры материалов элементов очень трудно предупредить фильтров, диэлектриков в электротехни зарождение и рост кристаллов. Кри ке. Более прочную плотную керамику применяют для некоторых деталей ма сталлизация или «расстекловывание» с образованием крупных кристаллов от шин. Ситаллы или стеклокристаллические рицательно влияет на прочность и про материалы получают из стекол спе зрачность стекла. Кристаллизацию предупреждают подбором химическо циального состава при помощи контро го состава стекла и условий его вар лируемой кристаллизации. Структура ситаллов представляет собой смесь ки. Напряжения в стеклянных изделиях очень мелких (размерами 0 ,01-1 мкм), из-за различия плотности в разных беспорядочно ориентированных кри участках устраняют нагревом, доста сталлов (60-95%) и остаточного стекла точным для перестройки элементов (40-5%). Исходное стекло по химическо му составу отличается от остаточного структуры и выравнивания плотности. Керамикой называют материалы, по- • стекла, в котором накапливаются ионы, не входящие в состав кристаллов. Такая лученные при высокотемпературном структура создается' в стеклянных изде спекании минеральных порошков. При нагреве исходные вещества взаимодей лиях после двойного отжига: первый ствуют между собой, образуя кристал отжиг нужен для формирования цен тров кристаллизации, второй-для вы лическую и аморфную фазу. Керамика ращивания кристаллов на готовых цен представляет собой пористый материал, содержащий ковалентные или ионные трах. Для образования кристаллов в стекла вводят LizO, ТЮ 2, А12О э кристаллы —сложные оксиды, карбиды и другие соединения. или твердые растворы на их основе. В зависимости от условий образова Аморфная фаза является стеклом, кото рое по своему химическому составу от ния центров кристаллизации ситаллы личается от кристаллов. Керамический подразделяют на термоситаллы и фотоматериал содержит одну или несколько ситаллы. В термоситаллах для образо кристаллических фаз, отдельные виды вания центров кристаллизации исполь керамики совсем не имеют стекла зуют оксиды или фториды ТЮ 2, P 2O s, в своей структуре. Как правило, керами NaF и др. (несколько процентов). При ка имеет поликристаллическую структу отжиге термоситалла получается высо ру с прослойками стекла и с беспоря кая и однородная плотность кристал дочным расположением зерен и поэто лов. В фотоситаллах используют малые добавки золота, серебра, платины или му однородна по свойствам. Характерной особенностью керамиче меди. Центры кристаллизации форми ских материалов является хрупкость. руются под действием облучения уль Сопротивление разрушению тем выше, трафиолетовым светом и отжига. Нечем мельче кристаллы и чем меньше по облученные участки остаются аморфны ристость. Например, плотная микрокри ми после отжига. сталлическая керамика на основе А120 3 Фотоситаллы применяют как фоточувствительные материалы. Термоси с размерами зерен 1-5 мкм в 5-6 раз таллы имеют универсальное примене Црочнее обычной. Изделия из плотной мелкозернистой керамики-тонкой кера ние: как износостойкие материалы ис мики-получают по более сложной тех пользуются для деталей гидромашин, нологии, и поэтому такие изделия доро узлов трения, защитных эмалей; как прочные стабильные диэлектрики-для ги. Пористую керамику используют в качестве огнеупорных материалов, радиодеталей, плат и т. п. . ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ ЛИТЫХ Глава 2 МАТЕРИАЛОВ Переход металла из жидкого или па рообразного состояния в твердое с образованием кристаллической струк туры называется первичной кристалли зацией. Образование новых кристаллов в твердом кристаллическом веществе называется вторичной кристаллизацией. Процесс кристаллизации состоит из двух одновременно идущих процес сов - зарождения и роста кристаллов. Кристаллы могут зарождаться самопро извольно (самопроизвольная кристалли зация) или расти на имеющихся го товых центрах кристаллизации (несамо произвольная кристаллизация). 2.1. Самопроизвольная кристаллизация лизации называется температурным ги стерезисом. Поскольку жидкий металл с прису щим ему ближним порядком в располо жении атомов обладает большей вну тренней энергией, чем твердый со струк турой дальнего порядка, при кристалли зации выделяется теплота. Между те плотой (Q) и температурой кристаллиза ции (Тк) существует определенная связь. Так как при равновесной температуре кристаллизации термодинамические по тенциалы в жидком и твердом состоя ниях равны, из формулы ( 1. 1) следует, что АЯж- TKAS* = ДЯК- TKASK; ДЯ* ^ Д Я К=,TK(AS* 4. AS*); Q = TKAS. Самопроизвольная кристаллизация обусловлена стремлением вещества Параметр AS = Q/TK характеризует иметь более устойчивое состояние, ха рактеризуемое уменьшением термо упорядоченность в расположении ато мов при кристаллизации. В зависимости динамического потенциала G. С повышением температуры термо от сил межатомной связи теплота кри динамический потенциал вещества как сталлизации для различных металлов в твердом, так и в жидком состоянии йзйеЩ йсй от 2500 Дж/моль (Na, К уменьшается, что показано на рис. 2 . 1. и др.) до 20000 Дж/моль (W и др.). Ког Температура, при которой термодина да кристаллизуется чистый элемент, от мические потенциалы вещества в твер вод теплоты, происходящий вследствие дом и жидком состояниях равны, назы вается равновесной температурой кри сталлизации. Кристаллизация происхо дит в том случае, если термодинамиче ский потенциал вещества в твердом состоянии будет меньше термодинами ческого потенциала вещества в жидком состоянии, т. е. при переохлаждении жидкого металла до температур ниже равновесной. Плавление-процесс, об ратный кристаллизации, происходит при температуре выше равновесной, т. е. Рис. 2.1. Изменение термодинамического по при перегреве. Разница между реальны тенциала в зависимости от температуры для ми температурами плавления и кристал металла в твердом и жидком состояниях 38 Закономерности формирования структуры материалов Рис. 2.2. Кривые охлаждения металла охлаждения, компенсируется теплотой кристаллизации. В связи с этим на кри вой охлаждения, изображаемой в коор динатах температура-время, процессу кристаллизации соответствует горизон тальный участок (рис. 2.2). При боль шом объеме жидкого металла выделяю щаяся при кристаллизации теплота по вышает температуру практически до равновесной (рис. 2.2, кривая а); при малом объеме металла выделяющейся теплоты недостаточно, вследствие чего кристаллизация происходит с переох лаждением по сравнению с равновесной температурой (рис. 2.2, кривая б). Разница между равновесной (Ts) и ре альной (Тп) температурой кристаллиза ции называется степенью переохлажде ния (АТ). Степень переохлаждения зави сит от природы металла. Она увеличи вается с повышением чистоты металла и с ростом скорости охлаждения. Обыч ная степень переохлаждения металлов при кристаллизации в производ ственных условиях колеблется от 10 до 30 °С; при больших скоростях охлажде ния она может достигать сотен граду сов. в жидкости имеются группировки ато мов небольшого объема, в пределах ко торых расположение атомов вещества во многом аналогично их расположе нию в решетке кристалла. Эти группи ровки неустойчивы, они рассасываются и вновь появляются в жидкости. При переохлаждении жидкости некоторые из них, наиболее крупные, становятся ус тойчивыми и способными к росту. Эти устойчивые группировки атомов назы вают центрами кристаллизации (заро дышами). Образованию зародышей спо собствуют флуктуации энергии, т. е. от клонения энергии группировок атомов в отдельных зонах жидкого металла от не которого среднего значения. Размер образовавшегося зародыша зависит от величины зоны флуктуации. Появление центров изменяет термо динамический потенциал системы AGo6ui (рис. 2.3). С одной стороны, при переходе жидкости в кристаллическое состояние термодинамический потенциал уменьша ется на VAGv (Gj), с другой стороны, он увеличивается вследствие появления по верхности раздела между жидкостью и кристаллическим зародышем на вели чину, равную Sct (G2): Йобщ = - V&Gv + So, (2.1) где V-объем зародыша, см3; S - поверх ность зародыша, см2; а-удельн ое по- Me. . . Pb Sn Sb Au Си Fe Ni Co Pt Д Т. . . 80 118 135 230 236 295 319 330 370 Степень перегрева при плавлении ме таллов, как правило, не превышает не скольких градусов. В жидком состоянии атомы вещества вследствие теплового движения переме щаются беспорядочно. В то же время Рис. 2.3. Изменение термодинамического по тенциала при образовании зародышей в за висимости от их размера Формирование структуры литых материалов 39 верхностное натяжение на границе кристалл-жидкость, Дж/см 2 (Н/м); AGV- удельная разность термодинамиче ских потенциалов при переходе жидко сти в кристаллическое состояние (Дж/см3), AG„ = QAT/TK. (2.2) Если принять, что зародыш имеет форму куба с ребром А, то общее изме нение термодинамического потенциала AGo6lu = /43AG„ + 6,4 2ст. (2.3) Из уравнения (2.3) следует, что графи ческая зависимость изменения термо динамического потенциала от размера зародыша имеет максимум (рис. 2.3) при некотором значении А, названном кри тическим. Зародыши с размером боль ше критического вызывают уменьшение AGo6a, и поэтому являются устойчивы ми, способными к росту. Зародыши, имеющие размер меньше критического, нестабильны и растворяются в жидко сти, поскольку вызывают увеличение AGo6ui. Для определения критического значения А нужно продифференциро вать AG по Л и приравнять производ ную к нулю. dAGo5m/dA = 0, тогда Акр - 4a/AG„. (2.4) С увеличением степени переохлажде ния поверхностное натяжение изменяет ся незначительно, а AG(I быстро повы шается. Следовательно, с увеличением степени переохлаждения критический размер зародыша убывает, появляется больше зародышей, способных к росту. В этом легко убедиться, если подсчи тать критический размер зародыша, на пример, железа, при разных степенях переохлаждения (АТ, = 10 К и АТ г — = 100 К). Зная удельную скрытую те плоту плавления железа Q = 1.5 • 10д Дж/см 3 и температуру его плавления (кристаллизации)- 1812 К, по формуле (2.2) подсчитывают AG,, при АТ, = 10 К; AG„ = 1,5 - 103 • 10/1812 = 8,278 Дж/см3. Подставляя полученное значение AG,. и значение а (для железа оно равно 204-10“ 7 Дж/см2) в формулу (2.4), полу чают А 'Р = 4 • 204 • 10" 7/8,278 = 98,6 х х 10" 7 см = 98,6 нм. Аналогичные расчеты, проведенные для АТ2 = 100 °С, показывают, что в этом случае Atp = 9,86 нм. Имея в виду, что период решетки вы сокотемпературной модификации желе за приблизительно равен 0,3 нм, можно подсчитать число элементарных ячеек в зародыше критического размера. При степени переохлаждения 10 К зародыш железа критического размера будет со держать 3,55 - 1Q7 элементарных ячеек, а при степени переохлаждения 100 К — 3,55 -104. Скорость процесса и окончательный размер кристаллов при затвердевании определяются соотношением скоростей роста кристаллов и образования цен тров кристаллизации. Скорость образо вания зародышей измеряется числом зародышей, образующихся в единицу времени в единице объема (1 м м - 3 -с-1 ); скорость роста-увеличе нием линейного размера растущего кри сталла в единицу времени (мм/с). Оба процесса связаны с перемещениями ато мов и зависят от температуры. Графи ческая зависимость скорости образова ния зародышей и скорости их роста от степени переохлаждения представлена на рис. 2.4. С.З.г ----------------------- 1 f / с.з. \ с.Р. ч \ \ Рис. 2.4. Изменение скорости образования зародышей с. з. и скорости роста кристал лов с. р. в зависимости от степени пере охлаждения 40 Закономерности формирования структуры материалов Для металлов, которые в обычных ус ловиях кристаллизации не склонны к большим переохлаждениям, как пра вило, характерны восходящие ветви кривых. Это значит, что при равновес ной температуре, когда степень переох лаждения равна нулю, скорость образо вания зародышей и скорость роста также равны нулю, т. е. кристаллизации не происходит. При небольших степенях переохлаждения, когда велик зародыш критического размера, а скорость обра зования зародышей мала, при затверде вании формируется крупнокристалличе ская структура. Небольшие степени переохлаждения достигаются при залив ке жидкого металла в форму с низкой теплопроводностью (земляная, шамото вая) или в подогретую металлическую форму. Увеличение переохлаждения происходит при заливке жидкого метал ла в холодные металлические формы, а также при уменьшении толщины сте нок отливки. Поскольку при этом ско рость образования зародышей увеличи вается более интенсивно, чем скорость их роста, получаются более мелкие кристаллы. 2.2. Несамопроизвольная кристаллизация В реальных условиях процессы кри сталлизации и характер образующейся структуры в значительной мере зависят от имеющихся готовых центров кри сталлизации. Такими центрами, как пра вило, являются тугоплавкие частицы не металлических включений, оксидов, ин терметаллических соединений, обра зуемых примесями. К началу кристалли зации центры находятся в жидком ме талле в виде твердых включений. При кристаллизации атомы металла от кладываются на активированной по верхности приМеси, как на готовом за родыше. Такая кристаллизация назы вается несамопроизвольной или гетеро генной. При несамопроизвольной кри сталлизации роль зародышей могут играть и стенки формы. Наличие готовых центров кристалли зации приводит к уменьшению размера кристаллов при затвердевании. Эф фект измельчения структуры значитель но увеличивается при соблюдении структурного и размерного соответствия (расхождение в межатомных размерах не должно превышать 5—7%) при месной фазы с основным металлом, ко торое способствует сопряжению их кри сталлических решеток. Например, при месь титана в алюминии образует туго плавкие включения фазы TiAl3 с тетра гональной кристаллической решеткой, которая хорошо сопрягается с гранецентрированной решеткой алюминия по пло скости (001) (рис. 2.5), чем способствует значительному измельчению структуры. В жидком металле могут присутство вать и растворенные примеси, которые также вызывают измельчение струк туры. Адсорбируясь на поверхности за рождающихся кристаллов, они умень шают поверхностное натяжение на гра нице раздела жидкость-твердая фаза и линейную скорость роста кристаллов. Из формулы (2.4) следует, что это спо собствует уменьшению Акр и появлению новых зародышей, способных к росту. Примеси, понижающие поверхностное натяжение, называют поверхностно-ак тивными. ш Измельчение структуры способствует улучшению механических свойств ме- Рис. 2.5. Ьхемы (1, 2) сопряжения кристал лических решеток А1 и TiAl3: кристаллическая решетка TiAl^; 0 —0 кристаллическая решетка А1 Формирование структуры литых материалов 41 талла. На практике для измельчения структуры металлов и сплавов широко применяют технологическую операцию, называемую модифицированием. Она состоит во введении в жидкий сплав перед разливкой специальных добавок (модификаторов). В качестве модифика торов используют поверхностно-ак тивные вещества (например, бор в ста ли, натрий в алюминии и его сплавах) и элементы, образующие тугоплавкие тонкодисперсные частицы (например, титан, цирконий в алюминии и его сплавах; алюминий, титан в стали). Мо дификаторы добавляют в сплавы в ко личествах от тысячных до десятых до лей процента. При повышении температуры жидко го металла примеси, играющие роль до полнительных центров кристаллизации, растворяются или дезактивируются, по этому повышение температуры жидкого металла перед разливкой• приводит к укрупнению зерна при кристаллиза ции. И, наоборот, подстуживание метал ла перед разливкой до температур, не значительно превышающих температу ру плавления металла, способствует уменьшению размера зерна. Подстужи вание эффективно при наличии приме сей (или модификаторов), образующих фазы со структурным и размерным со ответствием с основным металлом; в этом случае даже после значительных перегревов можно получить мелкое зер но, особенно если удлинить выдержку перед разливкой. 2.3. Форма кристаллов и строение слитков Форма и размер зерен, образующихся при кристаллизации, зависят от условий их роста, главным образом, от скорости и направления отвода теплоты и темпе ратуры жидкого металла, а также от со держания примесей. Рост зерна происходит по дендритной (древовидной) схеме (рис. 2.6). Устано влено, что максимальная скорость роста Рис. 2.6. Схема строения дендрита: 1. 2 и 3 —оси соответственно первого, второго и третьего порядков кристаллов наблюдается по таким пло скостям и направлениям, которые имеют наибольшую плотность упаковки атомов. В результате вырастают длинные ветви, которые называются осями первого порядка. По мере роста на осях первого порядка появляются и начинают расти ветви второго поряд ка, от которых ответвляются оси треть его порядка и т. д. В последнюю оче редь идет кристаллизация в участках между осями дендритов. Дендриты растут до тех пор. пока не соприкоснутся друг с другом. После этого окончательно заполняются межосные пространства, и дендриты превра щаются в полновесные кристаллы с не правильной внешней огранкой. Такие кристаллы называют зернами или кри сталлитами. При недостатке жидкого металла для заполнения межосных про странств (например, на открытой по верхности слитка или в усадочной рако вине) кристалл сохраняет дендритную форму. Такой дендрит впервые обнару жен Д. К. Черновым на поверхности усадочной раковины стального слитка массой 100 т. На границах между зерна ми в участках между осями дендритов накапливаются примеси, появляются 42 Закономерности формирования структуры материалов поры из-за усадки и трудностей подхода жидкого металла к фронту кристаллиза ции. Условия отвода теплоты при кристал лизации значительно влияют на форму зерен. Кристаллы растут преимуще ственно в направлении, обратном отво ду теплоты. Поэтому при направленном теплоотводе образуются вытянутые (столбчатые) кристаллы. Если теплота от растущего кристалла отводится во всех трех направлениях с приблизитель но одинаковой скоростью, формируют ся равноосные кристаллы. Структура слитка зависит от многих факторов, основные из которых следую щие: количество и свойства примесей в чистом металле или легирующих эле ментов в сплаве, температура разливки, скорость охлаждения при кристаллиза ции, а также конфигурация, температу ра, теплопроводность, состояние вну тренней поверхности литейной формы. На рис. 2.7 приведены схемы макро структур слитков, полученных в простой вертикальной металлической форме. Типичная структура слитка сплавов состоит из трех зон (рис. 2.7, я). Жидкий металл прежде всего переохлаждается в местах соприкосновения с холодными стенками формы. Большая степень пере охлаждения способствует образованию на поверхности слитка зоны 1 мелких равноосных кристаллов. Отсутствие на правленного роста кристаллов этой зоны объясняется их случайной ориен тацией, которая является причиной столкновения кристаллов и прекраще ния их роста. Ориентация кристаллов, в свою очередь, зависит от состояния поверхности формы (шероховатость, ад сорбированные газы, влага) и наличия в жидком металле оксидов, неметалли ческих включений. Эта зона очень тонка и не всегда различима невооруженным глазом. Затем происходит преимуще ственный рост кристаллов, наиболее благоприятно ориентированных по от ношению к теплоотводу. Так образуется зона 2 столбчатых кристаллов, располо женных нормально к стенкам формы. Наконец, в середине слитка, где наблю дается наименьшая степень переохла ждения и не ощущается направленного отвода теплоты, образуются рав ноосные кристаллы больших размеров (зона 3). Применяя различные технологические приемы, можно изменить количествен ное соотношение зон или исключить из структуры слитка какую-либо зону во обще. Например, перегрев сплавов перед разливкой и быстрое охлаждение при кристаллизации приводят к форми рованию структуры, состоящей практи чески из одних столбчатых кристаллов (рис. 2.7, б). Такая структура называ ется транскристаллической. Подобную структуру имеют слитки о^ень чистых металлов. Зона столбчатых кристаллов характеризуется наибольшей плот ностью, но в месте стыка столбчатых кристаллов собираются нерастворимые примеси, и слитки с транскристалличе- Формирование структуры литых материалов 43 ской структурой часто растрескиваются бенности (см. п. 10.4), так и однородно при обработке давлением. Транскри сти структуры. Для уменьшения гравитационной лик сталлическая структура, образовываясь в сварных швах, уменьшает их проч вации используют большие скорости охлаждения отливок (слитков). Приме ность. Низкая температура разливки спла нение космической технологии по вов, продувка жидкого металла лностью устраняет этот вид дефекта, инертными газами, вибрация, модифи поскольку в условиях космоса гравита цирование приводят к уменьшению ционные силы чрезвычайно малы. и лаже исчезновению зоны столбчатых кристаллов и получению слитков со 2.4. Получение монокристаллов структурой, состоящей из равноосных Большое научное и практическое значение кристаллов (рис. 2.7, в). имеют монокристаллы. Монокристаллы от В верхней части слитка, которая за личаются минимальными структурными не твердевает в последнюю очередь, кон совершенствами. Получение монокристаллов центрируется усадочная раковина. Под позволяет изучать свойства металлов, ис усадочной раковиной металл получается ключив влияние границ зерен. Применение рыхлым, в нем содержится много уса в монокристаллическом состоянии германия дочных пор. Часть слитка с усадочной и кремния высокой чистоты дает возмож раковиной и рыхлым металлом отре ность использовать их полупроводниковые свойства и свести к минимуму неконтроли зают. Слитки сплавов имеют неодно руемые изменения электрических свойств. Монокристаллы можно получить, если родный состав. Например, в слитках создать условия для роста кристалла только стали по направлению от поверхности из одного центра кристаллизации. Суще к центру и снизу вверх увеличивается ствует несколько методов, в которых исполь концентрация углерода и вредных при зован этот принцип. Важнейшими из них месей-серы и фосфора. Химическая не являются методы Бриджмена и Чохральскооднородность по отдельным зонам го (рис. 2 .8). Метод Бриджмена (рис. 2.8, а) состоит слитка называется зональной ликвацией. Она отрицательно влияет на механиче в следующем: металл, помещенный в тигель ские свойства. В реальных слитках по с коническим дном 3, нагревается в верти кальной трубчатой печи / до температуры мимо зональной встречаются и другие на 50-100 °С выше температуры его плавлевиды ликвации. Так, гравитационная ликвация образуется в результате раз ницы в удельных весах твердой и жид кой фаз, а также при кристаллизации несмешивающихся жидких фаз. К таким сплавам относятся антифрикционные сплавы олова с сурьмой (п. 10.4) и меди со свинцом (п. 11.2). В зависимости от того, легче или тя желее твердая фаза по сравнению с жидкой, она при кристаллизации со ответственно всплывает на поверхность или опускается на дно отливки. Такое расслоение отливки (слитка) по удельно му весу недопустимо для антифрик ционных сплавов, поскольку коэффи циент трения в работающей паре Рис. 2.8. Схемы установок для выращивания в большой степени зависит как от осо монокристаллов 44 Закономерности формирования структуры материалов ния. Затем тигель с расплавленным метал лом 2 медленно удаляется из печи. Охлажде ние наступает в первую очередь в вершине конуса, где и появляются первые центры кристаллизации. Монокристалл 4 вырастает из того зародыша, у которого направление преимущественного роста совпадает с напра влением перемещения тигля. При этом рост других зародышей подавляется. Для не прерывного роста монокристалла необходи мо выдвигать тигель из печи со скоростью, не превышающей скорость кристаллизации данного металла. Метод Чохральского (рис. 2.8,6) состоит в вытягивании монокристалла из расплава. Для этого используется готовая затравка 2 -небольшой образец, вырезанный из моно кристалла по возможности без структурных дефектов. Затравка вводится в поверх ностный слой жидкого металла 4, имеющего температуру чуть выше температуры плавле ния. Плоскость затравки, соприкасающаяся с поверхностью расплава, должна иметь кри сталлографическую ориентацию, которую желательно получить в растущем монокри сталле 3 для обеспечения наибольших значе ний тех или иных свойств. Затравку выдер живают в жидком металле для оплавления и установления равновесия в системе жид кость-кристалл. Затем затравку медленно, со скоростью, не превышающей скорости кристаллизации ( ~ 1-2 мм/мин), удаляют из расплава. Тянущийся за затравкой жидкий металл в области более низких температур над поверхностью ванны кристаллизуется, наследуя структуру затравки. Для получения симметричной формы растущего монокри сталла и равномерного распределения при месей в нем ванна 5 с расплавом вращается со скоростью до 100 об/мин, а навстречу ей с меньшей скоростью вращается монокри сталл. Диаметр растущего монокристалла зави сит от скорости выращивания и темпера туры расплава. Увеличение скорости выра щивания ведет к выделению большей те плоты кристаллизации, перегреву расплава и уменьшению диаметра монокристалла, и, наоборот, уменьшение скорости выращива ния приводит к уменьшению количества те плоты кристаллизации, понижению темпера туры расплава и увеличению диаметра моно кристалла. Очень перспективно выращивание моно кристаллов в космосе, где удачно сочетаются глубокий вакуум и невесомость. Космиче ский вакуум до ЮГ13 Па, практически недостижимый в земных условиях, спо собствует значительной очистке от при месей. Вследствие того, что в невесомо сти силы гравитации ничтожно малы, в рас плавах практически не возникает конвекции, которая в земных условиях вызывает неста бильность параметров роста кристаллов. Не стабильность роста, в свою очередь, служит причиной появления несовершенств кристал лического строения, неоднородности химиче ского состава и свойств кристаллов. Отсут ствие конвекции не исключает образования микронеоднородностей, вызванных другими причинами. Однако монокристаллы, выра щенные в космосе, совершеннее по структу ре, распределению легирующих добавок (примесей) и лучше по свойствам, значитель но больше по размерам. 2.5. Аморфное состояние металлов При сверхвысоких скоростях охлажде ния из жидкого состояния ( > 1 0 боС/с) диффузионные процессы настолько за медляются, что подавляется образова ние зародышей и рост кристаллов. В этом случае при затвердевании обра зуется аморфная структура. М атериалы с такой структурой получили название аморфные сплавы или металлические стекла. Аморфное состояние обеспечивает ме таллическим материалам свойства, зна чительно отличающиеся от свойств со ответствующих материалов с кристал лической структурой. Так, аморфные магнитомягкие материалы характери зуются прямоугольной петлей гистере зиса, высокой магнитной проницае мостью и очень малой коэрцитивной силой. При этом магнитные свойства материала малочувствительны к меха ническим воздействиям на него. Полу чены аморфные материалы и с высокой магнитной энергией. Удельное электри ческое сопротивление аморфных м етал лических материалов в 2 —3 раза выше, чем у аналогичных сплавов с кристалли ческой структурой. Аморфные м еталли ческие материалы удачно сочетают вы сокие прочность, твердость и износо стойкость с хорошей пластичностью Формирование структуры литых материалов 45 и коррозионной стойкостью. Большое практическое значение имеет также и возможность получения аморфных металлов в виде ленты, проволоки диа метром несколько микрометров непос редственно при литье, минуя такие до рогостоящие операции, как ковка, про катка, волочение, промежуточные отжи ги, зачистки, травление. Затвердевание с образованием аморф ной структуры принципиально возмож но практически для всех, металлов. В на стоящее время аморфная структура по лучена у более чем 20 чистых металлов и полупроводниковых материалов и бо лее 110 сплавов. Это сплавы легкоплав ких (Pb, Sn, А1 и др.), редкоземельных и переходных (Fe, Со, Мп, Сг и др.) ме таллов. Для образования аморфной структуры переходных металлов к ним необходимо добавлять так называемые аморфообразующие элементы (С, Р, В, N, S и др.). При этом состав аморфного сплава должен отвечать формуле М 80Х20, где М -один или несколько переходных металлов; X-элементы, до бавляемые для образования и стабили зации аморфной структуры. Так, из вестны аморфные сплавы, состав ко торых отвечает формулам Fe 80P 13B7; Fe 7oCr10P , 5Bj; Ni80S2o; Fe^oNi^oS^Bg и др. Сверхвысокие скорости охлаждения жидкого металла (> 10 6 оС/с) для по лучения аморфной структуры можно реализовать такими способами, как катапультирование капли на холод ную пластину, центрифугирование ка пли или струи, распыление струи газом или жидкостью с высокой охлаждаю щей способностью и др. Наиболее эф фективными способами получения лент, пригодных для практического примене ния, считают охлаждение жидкого ме талла на внешней или внутренней по верхностях вращающихся барабанов, изготовленных из материалов высокой теплопроводности, прокатку между хо лодными валками металла, подаваемо го в виде струи. Тонкий слой аморфного металла по лучают при расплавлении поверхности изделий лазерным лучом благодаря бы строму отводу теплоты при затвердева нии массой основного металла. Металлические материалы с аморф ной структурой можно получить не только при затвердевании из жидкого состояния, но и путем сверхбыстрого охлаждения из газовой среды (паро образного или ионизированного состоя ния), электролизом и катодным распы лением с высокими скоростями осажде ния. Глава 3 . ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА НА РАВНОВЕСНУЮ СТРУКТУРУ СПЛАВОВ Сплавы состоят из двух и более эле ментов периодической системы. Элементы, образующие сплав, назы вают компонентами. Свойства сплава зависят от многих факторов, но прежде всего они определяются составом фаз и их количественным соотношением. Эти сведения можно получить из анали за диаграмм состояния, изучению ко торых посвящена данная глава., Зная диаграмму состояния,' можно представить полную картину формиро вания структуры любого сплава, опре делить оптимальную температуру за ливки сплава для получения литых деталей, оценить жидкотекучесть выб ранного сплава и возможность получе ния химической неоднородности, сде лать заключение о возможности и усло виях обработки давлением. Диаграммы состояния позволяют определить режим термической обработки, необходимый для данного сплава. 3.1. Методы построения диаграмм состояния Экспериментальное построение диа грамм состояния возможно благодаря тому, что лю бое\фазовое превращение сплава отмечается изменением физико механических свойств (электросопроти вления, удельных объемов и др.) либо тепловым эффектом. (Переход сплава из жидкого состояния в твердое сопрово ждается значительным выделением те плоты, поэтому, измеряя температуру при нагреве или охлаждении в функции времени, можно по перегибам или оста новкам на кривых охлаждения, опреде лить критические температуры, при ко торых происходят фазовые превраще ния. Для того чтобы зафиксировать пре вращения в твердом состоянии, сопро вождаемые малыми тепловыми эффек тами, обычно наблюдают за какой-либо физической величиной, значительно из меняющейся при фазовых превращениях (электрические, магнитные и другие свойства). На рис. 3.1 приведена зависимость длины железного образца от темпера туры. При температуре 911°С наблю дается уменьшение длины образца, что указывает на переход железа из одного фазового состояния в другое, а при тем пературе 1392°С отмечается новое пре вращение. Эти физические эффекты сви детельствуют о фазовых превращениях, не раскрывая атомного строения этих фаз. Диаграммы состояния строят в коор динатах температура-химический со став сплава. Для экспериментального построения диаграммы состояния сплавов, образо ванных компонентами А и В, необходи мо изготовить серию сплавов с раз личным содержанием компонентов А и В. Для каждого сплава эксперимен тально определяют критические точки, т. е. температуры фазовых превраще ний. Полученные значения температуры Рис. 3.1. Схема изменения длины железного образца в зависимости от температуры на грева Влияние химического состава на равновесную структуру сплавов Рис. 3.2. Схема построения диаграммы со стояния откладывают на вертикальных линиях в соответствии с химическим составом сплавов. Соединяя критические точки, получают линии диаграммы состояния. Одна из простейших диаграмм со стояния приведена на рис. 3.2, где линия 'ликвидус - геометрическое место всех точек, которые определяют температуру начала кристаллизации сплавов («ликва» по латыни означает жидкий). Линия солидус соответствует точкам, опреде ляющим температуру конца кристалли зации сплавов («солид»-твердый). Эти линии разделяют диаграммы состояния на области с различным фазовым соста вом. Положение линий на диаграмме зави сит от скорости охлаждения сплавов, поэтому температуры, критических то чек при построении диаграмм состояния определяют при медленных охлажде ниях или нагревах. Такие диаграммы называют равновесными. Таким образом, диаграмма состояния представляет собой графическое изобра жение фазового состава сплавов данной системы в функции температуры и хи мического состава сплавов. Левая край няя точка на горизонтальной оси со ответствует 100%-ному содержанию одного компонента. Процентное содер жание второго компонента отклады вается по этой оси слева направо. Пра вая крайняя точка соответствует 100% второго компонента. Экспериментально построенные диаграммы состояния про веряют по правилу фаз, дающему воз можность теоретически обосновать на 47 правление протекания процессов пре вращения для установления равновесно го состояния системы. Общие закономерности существова ния устойчивых фаз, отвечающих усло виям равновесия, могут быть выражены в математической форме, называемой правилом фаз (Гиббса). Правило^ -фаз дает возможно*тПфёдсказать и прове рить процессы, происходящие в сплавах при нагреве и охлаждении: оно показы вает, происходит ли процесс кристалли зации при постоянной температуре или в интервале температур, и указывает, какое число фаз может одновременно существовать в системе. Так как диаграммы состояния обычно строят при постоянном (атмосферном) давлении, то правило- фаз выражается следующим уравнением: ■ С = К + W Ф. где К-число компонентов в системе; Ф - число фаз; С - число степеней сво боды (или вариантность системы). Чис ло степеней свободы-это число незави симых переменных внутренних (состав фаз) и внешних (температура, давление) факторов, которые можно изменять без изменения числа фаз, находящихся в равновесии. Из правила фаз следует, что в двой ной системе при постоянном давлении не может одновременно существовать более трех фаз. Это возможно при С = = 0(Ф = 2 + I). Три фазы могут суще ствовать только при определенных со ставе фаз и температуре. Если в двой ной системе насчитываем число фаз больше трех, это значит, что сплав не находится в равновесном состоянии или неправильно определено число фаз или компонентов. Для однофазного состоя ния правило фаз не применяют. Экспериментальное построение диа грамм состояния является весьма тру доемким процессом, требующим приго товления большого числа опытных сплавов. Однако при наличии необхо димых термодинамических данных (с 48 Закономерности формирования структуры материалов туре t2 между точками а и Ь в термо динамическом равновесии сосуще ствуют две фазы: жидкий раствор со става х а и твердый раствор состава х ь. Значения свободных энергий этих рас творов соответствуют точкам а ' и Ь'. Для более точного построения линий ликвидус и солидус необходимо иметь несколько графиков для интервала тем ператур между tl и ty 3.2. Основные равновесные диаграммы состояния двойных сплавов А ха х„ В —»- в , % Рис. 3.3. Термодинамическое обоснование диаграммы состояния сплавов, компоненты которых полностью растворимы в жидком и твердом состояния^ помощью правил геометрической тер модинамики) можно построить равно весные диаграммы состояния. Известно, что в равновесном состоя нии могут быть только те составы фаз в системе, которые имеют минималь ную свободную энергию (термодинами ческий потенциал) при данной темпера туре. Проведем синтез простейшей диа граммы состояния, экспериментальное построение которой представлено на рис. 3.2. На рис. 3.3 показана связь ха рактерных графиков изменения свобод ной энергии возможных фаз при трех определенных температурах tu t2, t3 с диаграммой состояния. При темпера Рассмотрим типовые примеры диа грамм состояния двойных систем, обра щая особое внимание на фазовые пре вращения в твердом состоянии. Диаграмма состояния сплавов, компо ненты которых полностью растворимы в жидком и твердом состояниях. Полная взаимная растворимость в твердом со стоянии возможна тогда, когда оба компонента имеют одинаковые кристал лические решетки и атомные диаметры компонентов мало отличаются по раз мерам. Такая диаграмма (рис. 3.4) имеет простой вид и состоит из двух линий-ликвидус и солидус, пересекаю щихся между собой в точках кристалли зации чистых компонентов А и В. Все сплавы затвердевают в некотором ин тервале температур (С = 1). Диаграммы такого типа имеют системы Ni-Cu, Ag-Au, Mo-V, Mo-W и др. С*___ tг r? 7 A 1 1 1 1 xf 1 1 1 1 ха 1 хе i i i i i i х0 i хе в ——■в, °/о Рис. 3.4. Диаграмма состояния сплавов, компоненты которых полностью растворимы в жидком и твердом состояниях Влияние химического состава на равновесную структуру сплавов 49 Рассмотрим затвердевание одного из сплавов этой системы состава хс (см. рис. 3.4). Жидкий раствор при темпера туре начинает кристаллизоваться. Можно предполагать, что состав выпа дающих кристаллов должен быть того же состава, как жидкость. Однако из жидкого раствора состава хс при темпе ратуре t ! начинают выпадать кри сталлы, сильно обогащенные более ту гоплавким компонентом В. При даль нейшем охлаждении до температуры t2 в равновесии с жидкостью состава ха, обогащенной компонентом А, будут на ходиться кристаллы твердого раствора состава хь. При медленном охлаждении, а это необходимое условие для получе ния равновесных состояний, компонент А из жидкости диффундирует в кри сталлы состава х е, и они изменяют со став до хь. К концу затвердевания при температуре t3 все кристаллы будут иметь одинаковый состав хс. На диаграмме утолщенными линиями показано, как изменяется состав жидко го и твердого растворов в процессе кри сталлизации от температуры t i до г3. В процессе кристаллизации изменяется не только состав фаз, но и количествен ное соотношение жидкой и твердой фаз. После окончания кристаллизации дол жна наблюдаться однофазная струк тура. Если процесс кристаллизации проте кает в условиях ускоренного охлажде ния, что обычно имеет место при полу чении литых деталей и слитков, то диффузионное выравнивание состава у кристаллов, выпавших при температу рах выше f3, не успевает происходить, в результате чего получается неодина ковый состав не только у отдельных кристаллов, а в каждом из них. Вну тренние участки кристалла будут более богаты тугоплавким компонентом В, а наружные компонентом А. Это явле ние неоднородности химического соста ва носит название микроликвации. Первые кристаллы поверхности слитка будут обогащены компонентом В, а по следние, образовавшиеся в середине слитка,-компонентом А. В результате этого возникает макроликвация в слитке. Ликвация чаще всего играет отрица тельную роль и особенно в тех случаях, когда вредные примеси распределяются неравномерно. Повышенное содержание вредных примесей может привести к преждевременному разрушению дета лей. Имея диаграмму состояния, можно проследить за фазовыми превращения ми любого сплава и указать состав и количественное соотношение фаз при любой температуре. Это осуществляет ся при помощи двух простых правил. Ранее указывалось, что химический состав выделяющихся кристаллов по мере снижения температуры изменяется по линии солидус от хе до хе (см. рис. 3.4). В это же время состав жидкой фазы изменяется по линии ликвидус от хе до Xj. Это дает основание сформули ровать правило определения состава фаз (правило концентраций). Для определения концентрации компонентов в двух фазах через данную точку (см. рис. 3.4), характе ризующую состояние сплава, проводят горизонтальную линию (коноду) до пересечения с линиями, ограничивающи ми данную область; проекции точек пересечения (а и Ь) на горизонтальную ось диаграммы покажут составы фаз (ха и хь). Правило определения количественного соотношения фаз ( правило отрезков). Через данную точку с проводят гори зонтальную линию. Отрезки этой линии (коноды) между точкой с и точками а и Ь, определяющими составы фаз, обратно пропорциональны количествам этих фаз: Ж 0/а„ = Ьс/ас. Эти правила справедливы для любой двухфазной области диаграммы состоя ния и не имеют смысла в однофазной области. Используя эти два правила и привлекая еще дополнительно прави- 50 Закономерности формирования структуры материалов точкой Е и при охлаждении снижается до точки Р. Рассмотрим превращения сплава / со става X/. После полного затвердевания в точке 2 кристаллы имеют состав X/ и сохраняют его до точки 3. При даль нейшем охлаждении концентрация ком понента В в твердом растворе умень шается до состава, соответствующего точке Р. Для данного сплава можно опреде лить фазовое состояние при любой за данной температуре, например, при тем a cx+fla cx+Xa.+J5) fl+fa+fi) fi пературе t j. Используя правило опреде ления состава фаз, через точку т прово Рис. 3.5. Диаграмма состояния сплавов, ком дим горизонтальную, линию до пересе поненты которых ограниченно растворимы’в чения с ближайшими линиями диа твердом состоянии и образуют эвтектику граммы состояния ЕР и FQ; проекции точек пересечения а и b на ось концен трации укажут состав фаз. Твердый рас ло фаз, можно «прочитать» любую твор а имеет состав, соответствующий сложную диаграмму, состоящую из х а, а твердый раствор Р - состав, со большого числа ветвей и областей. Диаграмма состояния сплавов, компо ответствующий Q. Количественное со отношение Р- и a -фаз при t y будет опре ненты которых ограниченно растворимы в твердом состоянии и образуют эвтекти деляться соответственно отрезками am ку (рис. 3.5). Сплавы, составы которых и mb (в масштабе всего отрезка ab). расположены в областях а и р , кристал По мере уменьшения концентрации лизуются точно так же, как и сплавал в твердом растворе а компонент В вы предыдущей диаграммы состояния (см. падает в виде твердого раствора Р-сорис. 3.4), т. ё. в этих областях обра става, соответствующего Q. Выпадаю зуются однородные твердые растворы: щие кристаллы твердого раствора а, на базе компонента А, с атомной ре Р называют вторичными и обозначают шеткой, характерной для этого компо Рп; этим подчеркивают, что они выпали нента, и р с атомной решеткой компо из твердого раствора, а не из жидкого. нента В. Конечная структура данного сплава бу Предельная растворимость компонен дет состоять из двух фаз а + Рп та А в компоненте В определяется ли (рис. 3.6, а). Твердые растворы а, содер нией FQ, и эта растворимость не изме жащие компонент В в количестве, мень няется или изменяется так мало, что шем Р, при охлаждении ниже линии сопри выбранном масштабе это не отме лидуса А ХЕ фазовых превращений не чается. испытывают. Твердый раствор компонента В Из всех сплавов данной диаграммы в компоненте А является твердым рас выделяется сплав III (см. рис. 3.5). Этот твором не только ограниченной, но сплав называется эвтектическим (наибо и переменной растворимости. Линия лее легкоплавким). Он кристаллизуется ЕР-э т о линия растворимости, которая с одновременным выделением двух определяет равновесное содержание рас твердых фаз определенной концентра творенного компонента при изменении ции: твердого раствора а состава точки температуры. Максимальное содержа Е и твердого раствора Р состава точки ние компонента В в a-фазе определяется F. В результате образуется смесь двух В, Влияние химического состава на равновесную структуру сплавов 51 Рис. 3.6. Схемы структур характерных сплавов а) фаз, которую называют эвтектикой. Эв тектическая реакция протекает по сле дующей схеме: Жс<=гot£ + Рр. Эвтектическая реакция протекает изотермически и при постоянном соста ве реагирующих фаз, так как в двухком понентном сплаве одновременно сосу ществуют три фазы. Число степеней свободы системы равно нулю: С = К + 1 —Ф = 2 + 1 —3 = 0. Для эвтектики характерно определен ное количественное соотношение фаз, которое определяется отрезками ot£/pf = CF/CE. На рис. 3.6, в в виде схемы показана пластинчатая эвтектика. Кристаллы а и р в эвтектике имеют форму пластин и равномерно чередуются между собой, образуя колонии. При охлаждении эв тектики при температуре ниже точки С состав P-фазы не изменяется, а состав a-фазы, входящей в эвтектику, изменяет ся по линии ЕР, в результате чего выде ляются вторичные кристаллы рп (см. рис. 3.5). При температуре 20-25 °С со став эвтектики в сплаве будет иметь фазы: &р+ Pg+ Р0,.. Однако в этом слу чае наблюдать под микроскопом фазу Pq не удается. Так как эвтектика содер жит фазы строго определенного состава и количественного соотношения, при нято считать эвтектику (аЕ+ pf) одной структурной составляющей (хотя сле дует помнить, что она состоит из двух фаз) с присущими ей характерными свойствами. Несмотря на то, что диа грамма состояния отражает только фа- 6) в) г) зовый состав, тем не менее на ней часто указывают и структурный состав. В доэвтектическом сплаве II (см. рис. 3.5) эвтектическому превращению предшествует выделение кристаллов а из жидкого раствора в интервале тем ператур точек 4-5. В результате этого выделения жидкая фаза обогащается компонентом В. В связи с этим охла ждение до температуры точки 5 приво дит к образованию в сплаве двух фаз определенного состава аЕ+ Жс. Количе ство жидкой фазы определяется отрез ком 5£, а количество твердой фазы — отрезком 5С. При температуре точки 5 (эвтектиче ская температура) жидкая часть сплава превратится в эвтектику. При дальней шем охлаждении доэвтектического спла ва будет происходить изменение кон центрации a-фазы, не только находя щейся в эвтектике, но и первоначально выделившейся при охлаждении в интер вале температур между точками 4-5 по линии ЕР. Конечная структура доэвтектического сплава показана на рис. 3.6,6. Для заэвтектического сплава IV кри сталлизация в интервале температур то чек 6-7 сопровождается выделением Рфазы, богатой компонентом В. что приводит к обеднению жидкого раство ра этим элементом. Состав выделяю щихся кристаллов р изменяется от точ ки 6' до точки F, а состав жидкой фазы -от точки 6 до точки С. При охлаждении до температуры точ ки 7 фазовый состав будет Жс + pF; при этом количество P-фазы определится отрезком С7 и жидкой фазы - отрезком 7F. При температуре точки 7 жидкая 52 Закономерности формирования структуры материалов тической реакции tn дает следующие значения: С — К + 1 —Ф = 2 + 1 —2 = 1 при fjj С = К + 1 — Ф = 2 + 1 —3 = 0 при £п. Рис. 3.7. Диаграмма состояния сплавов, ком поненты которых ограниченно растворимы в твердом состоянии и образуют перитек тику часть сплава превратится в эвтектику (а£ + pf). Конечная структура такого сплава показана на рис. 3.6, г. Все сплавы состава от точки Е до точки F содержат структурную соста вляющую эвтектику, количество кото рой тем больше, чем ближе состав спла ва к эвтектическому. Диаграмма состояния сплавов, компо ненты которой ограниченно растворимы в твердом состоянии и образуют перитек тику (рис. 3.7). В сплавах с содержанием компонента В меньше хс либо больше кристаллизация приводит к образо ванию однофазных сплавов а и р со ответственно. Сплав II называют перитектическим. После предварительного выделения Ц кристаллов из жидкой фазы сплав при температуре fn испытывает перитектическое превращение, в результате которо го жидкая фаза ЖЛ и твердая фаза Р/5 взаимодействуя между собой, образуют новую твердую фазу ас: Следовательно, кристаллизация в двухфазной области протекает в ин тервале температур. При этом каждой температуре соответствует определен ная концентрация фаз (при Я фазовый состав характеризуется точками ха и хь). При перитектическом превращении в результате взаимодействия жидкого раствора с твердой фазой образуется новая твердая фаза. . В сплавах до- и заперитектических при температуре перитектической реак ции имеет место избыток жидкой фазы или P-фазы соответственно. В связи с этим в заперитектических сплавах (сплав III) перитектическая реакция за канчивается также образованием новой ас-фазы, но остается избыток Р-фазы: + Р /-» а с + Р/(0СТ)-. В результате сплав приобретает структуру смеси, состоящей из кристал лов двух типов ас и Ру (рис. 3.8). Полу чающиеся смеси при перитектическом превращении характеризуются тем, что фаза, выделившаяся ранее (Р-фаза), окружена фазой, выделившейся позднее1. Кроме этого, количественное соотношение фаз в такой смеси пере менно: чем ближе состав сплава к пери1 Пери (греч.)-вокруг. Жл + Рг ^ а с. Количество фаз )Kd и р/5 необходимое для образования фазы <хс, определяется соотношением отрезков %ЩщШ= fc/cd. Подсчет числа степеней свободы при температуре t*{ и температуре перитек- Рис. 3.8. Схема микроструктуры заперитектического сплава Влияние химического состава на равновесную структуру сплавов 53 тектическому, тем в нем больше фазы «с- Для доперитектических сплавов (сплав /) перитектическая реакция не приводит к полному затвердеванию сплава, так как наряду с вновь образо вавшейся фазой ас сохраняется жидкая фаза: Рf *ССс “Ь № d (o c r )' В интервале температур точек 2-3 из оставшейся жидкой фазы выделяются кристаллы а-фазы. Полное затвердева ние сплава произойдет в точке 3, при чем структура сплава будет однофазная, где трудно отличить кристаллы а с, образовавшиеся при перитектической реакции, от кристаллов а, образовав шихся непосредственным выделением из жидкого раствора. Диаграмма состояния сплавов с поли морфным превращением одного из компо нентов. Большой практический интерес представляют сплавы, у которых один из компонентов или оба имеют поли морфные превращения. В этих сплавах в результате термической обработки можно получать метастабильные со стояния структуры с новыми свойства ми. Диаграмма состояния сплавов с поли морфным превращением одного из ком понентов представлена на рис. 3.9. Сплав / после полного затвердевания при температуре точки 2 в твердом со стоянии в интервале температур точек 3 и 4 изменяет кристаллическую струк туру. Это вызвано полиморфизмом компонента А, который до температуры точки А у имеет тип кристаллической ре шетки А,, а при температуре более высокой - Аг Причем кристаллическая решетка Ау такая же, как у компонента В, в результате чего между ними обра зуется непрерывный ряд твердых рас творов. В сплавах, составы которых лежат ме жду точками ха и хь> превращение у -* а при охлаждении не заканчивается и * 8 Рис. 3.9. Диаграмма состояния сплавов с по лиморфным превращением одного из компо нентов сплав остается двухфазным (у + а). Сплавы, составы которых лежат правее точки хь, в твердом состоянии превра щений не имеют, структура у них одно фазная-у. Диаграмма состояния сплавов с поли морфными превращениями компонентов и эвтектоидным превращением. Из ана лиза диаграммы, представленной на рис. 3.10, можно заключить, что после кристаллизации всех сплавов данной си стемы в определенном интервале темпе ратур образуется твердый раствор у, ко торый при понижении температуры ни же л, испытывает эвтектоидное превра- s. (а (о П) Рис. 3.10. Диаграмма состояния сплавов с полиморфными превращениями компонентов и эвтектоидным превращением 54 Закономерности формирования структуры материалов щение: Ус а Е + Ре- Образовавшуюся смесь двух твердых фаз принято назы вать эвтектоидом. В связи с переменной растворимостью компонентов в твер дых растворах » и р при дальнейшем охлаждении следуют вторичные выделе ния твердых растворов. Наблюдаемые в микроскоп вторичные выделения (3tl и ан показаны на структурной схеме сплавов, приведенной под диаграммой на рис. 3.10. Физические и механические свойства сплавов в равновесном состоянии. Свой ства сплава в значительной степени определяются фазовым составом, о ко тором можно судить по диаграмме со стояния. Впервые на связь между ви дом диаграммы и свойствами указал Н. С. Курнаков. Для систем, образующих непрерыв ные твердые растворы, зависимость свойств от состава фаз изображается кривыми линиями, а для двухфазных смесей-прямыми линиями (рис. 3.11). Эти закономерности указывают на то, что у твердых растворов такие свойства, как твердость НВ, удельное электриче ское сопротивление р, коэрцитивная си ла Нс и другие, всегда превосходят ана логичные свойства исходных компонен тов. Упрочнение при сохранении пластич ности твердых растворов используют на практике. Так, при растворении в железе кремния или марганца (в количестве 2 %) прочность увеличивается в 2 раза, а пластичность снижается всего на 10 %. Растворение алюминия (в количестве 5%) в меди повышает прочность сплава в 2 раза, а пластичность остается на уровне пластичности, меди. Твердые рас творы обладают и другими уникальны ми физическими и химическими свой ствами. При растворении Ni (в количе стве 30%) в железе теряются ферромаг нитные свойства при температурах 20-25 °С; раствор, содержащий более 13% Сг, делает железо коррозионностойким. В связи с этим твердые рас творы получили широкое применение не только как конструкционные мате риалы, но и как материалы с особыми физическими свойствами. Большой практический интерес пред ставляют технологические свойства твердых растворов. Сплавы в состоянии твердых раство ров хорошо обрабатываются давлением и трудно - резанием. Литейные свойства твердых растворов, как правило, неудовлетворительные. Наилучшей жидкотекучестью обладают эвтектические сплавы (см. рис. 3.11). Промежуточные фазы в большинстве случаев обладают высокими твер достью, температурой плавления и хрупкостью (карбиды, нитриды, бориды, оксиды и др.). > Закономерности, отмеченные Н. С. Курнаковым, являются основой при разработке составов сплавов с за данными свойствами. Однако эти зако номерности относятся к сплавам в рав новесном состоянии, поэтому примене ние их ограничено. Влияние химического состава на равновесную структуру сплавов 55 3.3. Диаграмма состояния железоуглеродистых сплавов Среди диаграмм состояния металли ческих сплавов самое большое значение имеет диаграмма состояния системы железо - углерод. Это объясняется тем, что в технике наиболее широко приме няют железоуглеродистые сплавы. Имеются две диаграммы состояния железоуглеродистых сплавов: метастабильная, характеризующая превращения в системе железо - карбид железа (це ментит), и стабильная, характеризую щая превращение в системе железо — графит. На то, что система железо-графит является более стабильной, чем система железо - цементит, указывает тот факт, что при нагреве до высоких температур цементит распадается на железо и гра фит, т. е. переходит в более стабильное состояние. Компоненты и фазы в сплавах железа с углеродом. Железо и углерод —эле менты полиморфные. Железо с температурой плавления 1539°С имеет две модификации-а и у. Модификация Fe, существует при тем пературах до 911°С и от 1392 до 1539°С, имеет ОЦК решетку с пери одом 0,286 нм (при температуре 20-25 °С). Важной особенностью Fe, является его ферромагнетизм ниже тем пературы 768 °С, называемой точкой Кюри. Модификация Fey существует в интер вале температур от 911 до 1392 °С и имеет ГЦК решетку, период которой при 911°С равен 0,364 нм. ГЦК решет ка более компактна, чем ОЦК решетка. В связи с этим при переходе Fea в Fey объем железа уменьшается приблизи тельно на 1%. Fey парамагнитно. Углерод существует в двух модифика циях: графита и алмаза. При нор мальных условиях стабилен графит, ал маз представляет собой его метастабильную модификацию. При высоких давлениях и температурах стабильным становится алмаз. (Это используют при получении синтетических алмазов.) Фазы в сплавах железа с углеродом представляют собой жидкий раствор, феррит, аустенит, цементит и свободный углерод в виде графита. Феррит (обозначают Ф или а )твердый раствор внедрения углерода в Fe,,. Различают низкотемпературный и высокотемпературный феррит. Пре дельная концентрация углерода в низко температурном феррите мала и соста вляет 0,02%, в высокотемператур ном-0,1% . Столь низкая раствори мость углерода в Fea обусловлена малым размером межатомных пор в ОЦК решетке. Значительная доля ато мов углерода вынуждена размещаться в дефектах (вакансиях, дислока циях). Феррит - мягкая, пластичная фаза со следующими механическими свойства ми: ств= 300 МПа; 8 = 40%; \(/ = 70%; К С U = 2,5 МДж/м2; НВ 800-1000. Аустенит1 (обозначают А или у)-твердый раствор внедрения углерода в Fer Он имеет ГЦК решетку, межа томные поры в которой больше, чем в ОЦК решетке, поэтому раствори мость углерода в FeT значительно боль ше и достигает 2,14%. Аустенит пласти чен, но прочнее феррита (НВ 1600-2000) при температуре 20-25 °С. Цементит (обозначают Ц) —карбид железа (почти постоянного состава) FejC. Содержит 6,69 %С и имеет сложную ром бическую решетку. При нормальных ус ловиях цементит тверд (НВ 8000) и хру пок. Он слабо ферромагнитен и теряет ферромагнетизм при температуре 210 °С. Температуру плавления цементита труд но определить в связи с его распадом при нагреве. Она установлена равной 1260 °С при нагреве лазерным лучом. Графит - углерод. выделяющийся в железоуглеродистых сплавах в свобод ном состоянии. Имеет гексагональную 1 В честь английского ученого Р. Аустена. 54 Закономерности формирования структуры материалов что у твердь*» австворов та?** как твердост* tIB , удельно ское сопротг рш е р, коэрц ла Н с и др уп «лсегда превос^ логичные свчв гз а исходных * а тов. Упрочнении |ши сохранении i. ности тверди растворов использ, практике. Т ж pm растворении в » кремния $лг ваарганца (в количс 2 % ) прочное» Увеличивается в 2 р. Физические и механические свойства а пластично*' г. нижается всего на 10 сплавов в равновесном состоянии. Свой Растворением ююминия (в количеств ства сплава в значительной степени 5 %) в меди вешает п р о ч н о сть сплава определяются фазовым составом, о ко в 2 раза, а* рюстичность остается на тором можно судить по диаграмме со уровне пласт г ости меди. Тверды е рас стояния. Впервые на связь между ви творы облахг кг и другими уникальны дом диаграммы и свойствами указал ми ф из ичес;, ь ! и химическими свой Н. С. Курнаков. ствами. Прш Ьгтворении N i (в количе Для систем, образующих непрерыв стве 30%) в гзгзе теряются ферромаг ные твердые растворы, зависимость нитные свез t» a п р и температурах свойств от состава фаз изображается 20-25 °С; per ?те>р, содержащий более кривыми линиями, а для двухфазных 13% Сг, д« ' железо коррозионносмесей-прямыми линиями (рис. 3.11). стойким. В ада с этим твердые рас Эти закономерности указывают на то, творы полу» И широкое применение не только как ■ гонструкционные мате риалы, но и к материалы с особыми физическимЕ. Свойствами. Большой ■гтический интерес пред ставляют дологические свойства твердых рас. рэов. Сплавы в - л оянии твердых раство ров хорошо Ьодбатываются давлением и трудно-р ктем. Литейные свойства твердых | «воров, как правило, неудовлегвеш кльные. Н аилучш ей жидкотекучесть: вбладают эвтектические сплавы (см. г.. 3.11). Промежут г-:ые фазы в большинстве случаев о4 дают высокими твер достью, те 'гратурой плавления и хрупкость$о. Н и в ы , ни триды, бориды, оксиды и д ' Закономе? p in . отмеченные Н. С. Курю !мшм, яв л яю тся основой при разраб: W; составов сплавов с за данными си Ынами. О д н ак о эти зако номерности косятся к сплавам в рав новесном с иивнии. п о это м у примене Рис. 3.11. Закономерности Н. С. Курнакова ние их огрг явно. щение: ус -*осе + PF. Образовавшуюся смесь двух твердых фаз принято назы вать эвтектоидом. В связи с переменной растворимостью компонентов в твер дых растворах з и р при дальнейшем охлаждении следуют вторичные выделе ния твердых растворов. Наблюдаемые в микроскоп вторичные выделения Рп и аи показаны на структурной схеме сплавов, приведенной под диаграммой на рис. 3.10. Влияние химического состава на равновесную структуру сп.швов эвтектическое превращение на линии EC F (1147 °С) Же t,° c 1533 M l U \ [Vг эвтектоидное превращение на линии P SK (727 °С) ж 1j \ Ж + р h i 1332 i I 1^4, \11 Ж -t A Ф+А- ■— l/l U а 3- [ ф р + щ 1 В честь немецкого ученого А. Ледебура. ZF П Ш I [ ^ £ 4* Ц~] ; Эвтектическая смесь аустенита и це ментита называется ледебуритом а эвтектоидная смесь феррита и цементи та - перлитом. Э втектоид-перлит (содержит 0,8 %С) и эвтектику - ледебурит (4,3 %С) рассма тривают как самостоятельные струк турные составляющие, оказывающие за метное влияние на свойства сплавов. Перлит чаше всего имеет пластинчатое строение и является прочной структур ной составляющей: сув = 800 —900 МПа; а 0 2 = 450 МПа; 806% ; Н В 18002200. При охлаждении ледебурита до температур ниже линии S K входящий в него аустенит превращается в перлит, и при температуре 20-25 °С ледебурит представляет собой смесь цементита и перлита. В этой структурной соста вляющей цементит образует сплошную матрицу, в которой размещены колонии перлита. Такое строение ледебурита служит причиной его большой твердо сти ( > Н В 6000) и хрупкости. Присут ствие ледебурита в структуре сплавов обусловливает их неспособность к обра ботке давлением, затрудняет обработку резанием. Железоуглеродистые сплавы подраз деляют на две группы: ст а л и , содержа щие до 2,14% С, и чугуны. К рист аллизация сталей. Кристаллиза ция чистого железа протекает изотерми чески при температуре 1539СС, а спла вов железа с углеродом - в интервале температур. Рассмотрим вначале верх ний участок диаграммы состояния (рис. 3.13), где происходит перитектическое превращение. 57 \ \ i 1 i ll 1 0,1 0,16 4 ! I n I I 4 I I I 0,51 С,% 3.13. Часть диаграммы состояния Fe —Fe С для сталей, испытывающих перитектичёское превращение Рис. Сплав / , содержащий менее 0,1 %С, не испытывает перитектического превраще ния. Он кристаллизуется в интервале температур точек 1-2. При этом со ставы жидкой фазы и феррита изме няются по обычным законам кристал лизации твердых растворов. Образуется зернистая структура, состоящая из кри сталлов феррита. В интервале темпера тур точек 3-4 происходит перекристал лизация феррита в аустенит, вызванная полиморфизмом железа. Сплав / / / , содержащий 0,16 %С при кристаллизации из жидкой фазы в ин тервале температур точек 5-9, образует кристаллы феррита, которые при темпе ратуре точки 9 имеют состав точки Н , а оставшаяся жидкость - состав точки В. При температуре 1499 С протекает перитектическая реакция. Кристаллы фер рита взаимодействуют с жидкой фазой, и образуются кристаллы аустенита со става точки J. Согласно правилу фаз перитектический процесс идет изотерми чески и при постоянной концентрации фаз, так как число степеней свободы при этом процессе равно нулю. Сплавы типа II имеют содержание углерода от ОД д о 0,16% . В интервале температур точек 5 -6 выделяется фер рит. При температуре точки 6 в сплаве I I содержатся избытки феррита. В ре зультате перитектический процесс за канчивается образованием новой фазы 56 Закономерности формирования структуры материалов Ж+Ф Ф. Ф+А ТАБЛИЦА 3.1. Хара1стерные точки диаграм мы состояния железо-цемен тит ж N \ 0 ж +д 1200 - V г / 1. 1000 е < А * ф / * 11 А+Ц 1 ш 1 727 | 1 1 ЩЪ 1 1 1 Ф+и J 1 1 , 1 1 --- 1-- L 11 ш * . А 0,02 0,81 ' 22,1+ 3 f iM — I_____ I_____ L1___ I_____ I_____ I I 6 С,% ' I I I 10 20 30 90 50 ВО 70 80 Fe3C,% л+ц. п+л Л+Цх \ Ф+П Ф+Цт' Обозначение точки на диаграмме Температура, °С Концентрация углерода, % А Н J В N D Е С F G Р S К 1539 1499 1499 1499 1392 1260 1147 1147 1147 911 727 727 727 0 0,1 0,16 0,51 0 6,69 2,14 4,3 6,69 0 0,02 0,8 6,69 Рис. 3.12. Диаграмма состояния Fe —Fe^C кристаллическую решетку. Графит электропроводен, химически стоек, малопро чен, мягок. Превращения в сплавах системы желе зо-цементит. Диаграмма состояния F e-F e3C (рис. 3.12) характеризует фа зовый состав и превращения в системе железо —цементит (6,69 % С). Особен ность диаграммы —наличие на оси со ставов двух шкал, показывающих содержание углерода и цементита. Координаты характерных точек диа граммы приведены в табл. 3.1. Точка А определяет температуру плавления чистого железа, а точка D - температуру плавления цементита. Точки N и G соответствуют температурам поли морфных превращений железа. Точки Н и Ц характеризуют предельную кон центрацию углерода соответственно в высокотемпературном и низкотемпе ратурном феррите. Точка Е определяет наибольшую концентрацию углерода в аустените. Значения остальных точек будут ясны после проведенного анализа диаграммы. Превращения в сплавах системы F e-F e3C происходят как при затверде вании жидкой фазы, так и в твердом состоянии. Первичная кристаллизация идет в интервале температур, опреде ляемых на линиях ликвидус (ABCD) и солидус (AHJECF). Вторичная кри сталлизация вызвана превращением же леза одной модификации в другую и переменной растворимостью углерода в аустените и феррите; при понижении температуры эта растворимость умень шается. Избыток углерода из твердых растворов выделяется в виде цементита. Линии ES и PQ характеризуют измене ние концентрации углерода в аустените и феррите соответственно. Цементит имеет почти неизменный состав (двой ная вертикальная линия DFK1). Цемен тит, выделяющийся из жидкости, назы вают первичным; цементит, выделяю щийся из аустенита,-вторичным; це ментит, выделяющийся из феррита,— третичным. Соответственно линию CD на диаграмме состояния называют ли нией первичного цементита, E S - линией вторичного цементита; PQ- линией тре тичного цементита. В системе железо — цементит происходят три изотермиче ских превращения: перитектическое превращение на ли нии HJB (1499 °С) Фн -I- Жв~* Ау, Влияние химического состава на равновесную структуру сп.швов эвтектическое превращение на линии ECF (1147 °С) ж с -+\_а е + щ 57 t,°C , 1533 эвтектоидное превращение на линии PSK (727 °С) Ф+А А$-* [ Ф р + Д ] . Эвтектическая смесь аустенита и це ментита называется л ед еб у р и т о м 1, а эвтектоидная смесь феррита и цементи та - перлитом. Эвтектоид- перлит (содержит 0,8 %С) и эвтектику-ледебурит (4,3 %С) рассма тривают как самостоятельные струк турные составляющие, оказывающие за метное влияние на свойства сплавов. Перлит чаще всего имеет пластинчатое строение и является прочной структур ной составляющей: ств= 800-^900 МПа; ст0 2 = 450 МПа; 5 ^ 16%; ИВ 18002200. При охлаждении ледебурита до температур ниже линии SK входящий в него аустенит превращается в перлит, и при температуре 20-25 °С ледебурит представляет собой смесь цементита и перлита. В этой структурной соста вляющей цементит образует сплошную матрицу, в которой размещены колонии перлита. Такое строение ледебурита служит причиной его большой твердо сти ( > НВ 6000) и хрупкости. Присут ствие ледебурита в структуре сплавов обусловливает их неспособность к обра ботке давлением, затрудняет обработку резанием. Железоуглеродистые сплавы подраз деляют на две группы: стали, содержа щие до 2,14% С. и чугуны. Кристаллизация сталей. Кристаллиза ция чистого железа протекает изотерми чески при температуре 1539 °С, а спла вов железа с углеродом - в интервале температур. Рассмотрим вначале верх ний участок диаграммы состояния (рис. 3.13), где происходит перитектическое превращение. ' В честь немецкого ученого А. Ледебура 1392 0,1 0,16 0,51 С,% 3.13. Часть диаграммы состояния Fe —F e С для сталей, испытывающих перитектичёское превращение Рис. Сплав I, содержащий менее 0,1 %С, не испытывает перитектического превраще ния. Он кристаллизуется в интервале температур точек 1-2. При этом со ставы жидкой фазы и феррита изме няются по обычным законам кристал лизации твердых растворов. Образуется зернистая структура, состоящая из кри сталлов феррита. В интервале темпера тур точек 3-4 происходит перекристал лизация феррита в аустенит, вызванная полиморфизмом железа. Сплав / //, содержащий 0,16%С при кристаллизации из жидкой фазы в ин тервале температур точек 8-9, образует кристаллы феррита, которые при темпе ратуре точки 9 имеют состав точки Н, а оставшаяся жидкость состав точки В. При температуре 1499 °С протекает перитектическая реакция. Кристаллы фер рита взаимодействуют с жидкой фазой, и образуются кристаллы аустенита со става точки J. Согласно правилу фаз перитектический процесс идет изотерми чески и при постоянной концентрации фаз, так как число степеней свободы при этом процессе равно нулю. Сплавы типа II имеют содержание углерода от 0,1 до 0,16%. В интервале температур точек 5-6 выделяется фер рит. При температуре точки 6 в сплаве II содержатся избытки феррита. В ре зультате перитектический процесс за канчивается образованием новой фазы 58 Закономерности формирования структуры материалов t в Рис. 3.14. Часть диаграм мы состояния Fe—Fe С для сплавов, не испыты вающих (а) и испытываю щих (б) эвтектоидное пре вращение 0,02 С,в/о Q 0,02 0,8 2,19 С, а/о О) %) Сплавы железа с углеродом, содержа аустенита при сохранении некоторого щие до 0,02% С (точка Р диаграммы), количества феррита: называют техническим железом. ФН+ Ж в = Aj + Фщост). Если углерода содержится меньше При дальнейшем охлаждении этот 0,0002 % (сплав /), то при охлаждении от остаток феррита перекристаллизуется температуры точки 1 до температуры в аустенит с тем содержанием углерода, точки 2 происходит перекристаллизация которое имеет сплав. аустенита в феррит. Однофазная ферСплавы типа IV содержат углерод от ритная структура сохраняется вплоть до 0,16 до 0,51%. При температуре тонки температуры 20-25°С (рис. 3.15, а). 11 они имеют избыток жидкой фазы, по При содержании углерода в техниче сравнению со сплавом III. В результате ском железе больше 0,0002%, как перитектический процесс заканчивается в сплаве II, после образования феррита, образованием аустенита при сохранении начиная с температуры точки 5, проис некоторого количества жидкой фазы: ходит выделение из феррита кристаллов третичного цементита. Этот процесс вы Фн + Жв —Aj + ЖВ(0СТ), зван уменьшением растворимости угле При дальнейшем охлаждении в интер рода в феррите (см. линию PQ, вале температур точек 11-12 оставшаяся рис. 3.14). Конечная структура будет жидкая фаза затвердевает, образуя двухфазной: феррит и третичный цемен аустенит. Концентрация углерода в аусте тит, причем цементит располагается ните ниже температуры точки И изме в виде прослоек по границам ферняется по линии JE. ритных зерен (рис. 3.15,6). Третичный Таким образом, все рассмотренные цементит ухудшает технологическую сплавы, лежащие ниже линий N J и JE, пластичность. находятся в твердом состоянии и имеют При температуре 20-25 °С третичный аустенитную структуру. цементит имеется во всех железоуглеро Превращения сталей в твердом со~ дистых сплавах, содержащих более стоянии. Большинство технологических 0,0002% С. Однако роль третичного це операций (термическая обработка, обра ментита в формировании свойств неве ботка давлением и др.) проводят в твер лика, так как его содержание мало по дом состоянии, поэтому рассмотрим бо сравнению с цементитом, выделившим лее подробно превращения сталей при ся при других фазовых превращениях. температурах ниже температур кристал Обычно при рассмотрении структуры лизации (ниже линии NJE). сплавов с содержанием углерода более Рассмотрим превращения, протекаю 0,02 % о третичном цементите не упо щие в сталях при охлаждении из одно минают. фазной аустенитной области (рис. 3.14). Сплав II (см. рис. 3.14) с содержани- Влияние химического состава на равновесную структуру сплавов 59 Рис. 3.15. Микроструктура технически чистого желе за: а - < 0,006%С, х 300; 0,01 %С, х 300 6- ем 0,8% . С называется эвтектоидной сталью. В ней при температуре линии P SK происходит эвтектоидное превра щение, в результате которого из аусте нита выделяются феррит с содержанием 0,02% С и цементит. Такую смесь двух фаз называют перлитом (рис. 3.16,6). Эвтектоидное превращение идет при по стоянных температуре и составе фаз, так как в процессе Одновременно уча ствуют три фазы, и число степеней сво боды равно нулю. Сплав / (см. рис. 3.14,6) с содержа нием углерода менее 0,8 % называют доэвтектоидной сталью. Эвтектоидному превращению в таких сталях предше ствует частичное превращение аустенита в феррит в интервале температур точек / — 2. При температуре точки h фазовый состав сплава А с + Фа. Количественное соотношение аустенита и феррита соот ветственно определяется отношением отрезков ab и Ьс. При температуре точки 2 сплав имеет фазовый состав A s -ь Ф Р с количе ственным соотношением фаз соответ ственно Р2 и 2S. В результате эвтектоидного превращения аустенит перехо дит в перлит, который вместе с выде лившимся ранее ферритом образует конечную структуру стали (рис. 3.16, я). Количественное соотношение между структурными составляющими (феррит и перлит) в доэвтектоидных сталях определяется содержанием углерода. Чем ближе содержание углерода к э в - Рис. 3.16. Микроструктура сталей: а —доэвтектоидная; б —эвтектоидная; в - заэвтектоидная х 300 60 Закономерности формирования структуры материалов Рис. 3.17. Часть диаграммы состояния Fe—Fe3C для высокоуглеродистых сплавов тектоидной концентрации, тем больше в структуре перлита. Следовательно, зная содержание углерода в доэвтектоидной стали, можно заранее предви деть ее структуру в стабильном состоя нии. Сплав III - заэвтектоидная сталь (> 0,8 % С). Эвтектоидному превраще нию в этих сталях в интервале темпера тур точек 3-4 предшествует выделение из аустенита вторичного цементита (Ци). Этот процесс вызван уменьшением растворимости углерода в аустените со гласно линии ES диаграммы. В резуль тате при охлаждении до температуры точки 4 аустенит в стали обедняется углеродом до 0,8 % и на линии PSK ис пытывает эвтектоидное превращение. При медленном охлаждении вторичный цементит выделяется на границах аустенитных зерен, образуя сплошные обо лочки, которые на микрофотографиях выглядят светлой сеткой (рис. 3.16, в). Максимальное количество структурно свободного цементита ( ~ 20 %) будет в сплаве с содержанием углерода 2,14%. Превращения чугунов. В сплавах с со держанием углерода более 2,14% при кристаллизации происходит эвтектиче ское превращение. Такие сплавы называют белыми чугунами. Сплав II (рис. 3.17)-эвтектический белый чугун (4,3 %С) кристаллизуется при эвтектической температуре изотер мически с одновременным выделением двух фаз: аустенита состава точки Е и цементита. Образующаяся смесь этих фаз названа ледебуритом. Фазовый со став ледебурита, как и любой эвтектики, постоянен и определяется отношением отрезков Ц/АЕ = EC/CF. При дальнейшем охлаждении концен трация углерода в аустените изменяется по линии ES вследствие выделения вто ричного цементита и к температуре эвтектоидного превращения принимает значение 0,8%. При температуре линии PSK аустенит в ледебурите претерпе вает эвтектоидное превращение в пер лит. В доэвтектических белых чугунах ( < 4,3 % С) кристаллизация сплава на чинается с выделения аустенита из жид кого раствора. В сплаве I этот процесс идет в интервале температур точек 1—2. При температуре точки 2 образу ется эвтектика (ледебурит) по реакции Жс + А е - у [Л£ + Ц] + Ag. При последующем охлаждении из аустенита, структурно свободного и вхо дящего в ледебурит, выделяется вто ричный цементит. Обедненный вслед ствие этого аустенит при температуре 727 °С превращается в перлит. Структура •доэвтектического белого чугуна показана на рис. 3.18, а. Крупные темные поля на фоне ледебурита-пер лит, образовавшийся из структурно сво бодного аустенита. Сплав III - заэвтектический белый чу гун ( > 4,3 % С). В заэвтектических чугу нах кристаллизация начинается с выде ления из жидкого раствора кристаллов первичного цементита, который выде ляется в интервале температур точек 5-6; при этом состав жидкой фазы из меняется согласно линии DC. Первичная кристаллизация заканчивается эвтекти ческим превращением с образованием ледебурита. При дальнейшем охлажде нии происходят превращения в твердом состоянии, такие же, как в сплаве II. Конечная структура заэвтектического чугуна при температуре 20-25 °С показа на на рис. 3.18,6. В ледебурите видны Влияние химического состава на равновесную ст рукт уру сплавов ! '£ и*? г ная точка соответствует содержанию 0,7 % С. Структура эвтектоида состоит из феррита и графита. Эвтектоид назы вают графитовым. В интервале темпе ратур 1153—738 °С из аустенита выпа дает вторичный графит. При этом аусте нит изменяет свой состав по линии E'S'. Линия C D ' указывает изменение состава жидкой фазы во время кристал лизации первичного графита. Чтение диаграммы состояния желе зо-графит принципиально не отличает ся от чтения диаграммы состояния же лезо-цементит. Но во всех случаях из сплавов выпадает не цементит, а гра фит. Первичный графит и графит в эв тектике кристаллизуются путем образо вания и последующего роста зароды шей. При этом кристаллы графита имеют сложную форму в виде лепест ков, выходящих из одного центра. Вто ричный графит и графит эвтектоида, как правило, выделяются на лепестках пер вичного и эвтектического графита. Же лезоуглеродистые сплавы могут кри сталлизоваться в соответствии с диа граммой железо-графит только при весьма медленном охлаждении и нали чии графитизирующих добавок (Si, Ni и др.). jj 7 2 7 3.4. Влияние легирующих элементов на равновесную структуру сталей Рис. 3.18. Микроструктура белых чугунов: а —доэвтектический; б —заэвтектический, х 300 ' £ v N H | — Ip j j f | I ll !l Fe 0,70,8 2,112,1+ d' D \ / / темные участки перлита; резко выде ляются крупные пластинки первичного цементита. Превращения в сплавах системы желе зо-графит. Диаграмма состояния желе зо-графит нанесена на диаграмме со стояния железо - цементит штриховыми линиями (рис. 3.19). Такой способ изо бражения системы железо —графит дает возможность сравнивать обе диа граммы. В системе железо-графит эвтектика образуется при температуре 1153°С. Она содержит 4,26% С и состоит из аустенита и графита. Ее называют гра фитной эвтектикой. Эвтектоидное превращение у сплавов системы железо-графит протекает при температуре 738 °С, причем эвтектоид- Ч 61 к i! +,26+,3 6,вЭ С,У в Рис. 3.19. Диаграмма состояния F e —С В современном машино- и приборо строении широкое применение находят стали, в которых помимо железа, угле- 62 Закономерности формирования структуры материалов рода и постоянных примесей содержат ся специально вводимые добавки других элементов, чаще всего металлов. Эти добавки принято называть легирующи ми элементами, а стали, соответственно, легированными сталями. В качестве легирующих наиболее ча сто используют следующие элементы: Cr, Ni, Mn, Si, Mo, W, V, Ti, Со, Nb. Ре же используются А1, Си, В и некоторые другие. Почти все легирующие элементы из меняют температуры полиморфных превращений железа, температуру эвтектоидной и эвтектической реакций и влияют на растворимость углерода в аустените. Некоторые легирующие элементы способны так же, как и желе зо, взаимодействовать с углеродом, образуя карбиды, а также взаимодей ствовать друг с другом или с железом, образуя промежуточные фазы - интерметаллиды. Принято температуры равновесных превращений, совершающихся в железе и сталях в твердом состоянии, обозна чать буквой А с соответствующим ин дексом. Температуры фазового равнове сия указаны на диаграмме состояния F e-F e3C, поэтому обозначения связаны с линиями этой диаграммы (см. рис. 3.12). Эвтектоидную температуру (линия PSK) обозначают А х, температуру маг нитного превращения А 2 (линия МО), температуру линии G S - A 3, температуру полиморфного превращения FeY-+Fea (линия N J ) - A a, температуру линии соответственно 911 и 1392 °С. В интерва ле указанных температур устойчива мо дификация Fer с ГЦК решеткой. В первую группу входят элементы, которые понижают температуру А 3 и повышают температуру Л4. К ним от носятся Ni, Mn, С, N и др. В сплавах железа с никелем, марган цем и кобальтом у-область «открывает ся», т. е. в определенном интервале тем ператур существует неограниченная рас творимость компонентов друг в друге в твердом состоянии-твердые растворы с ГЦК решеткой. При этом температу ра А з при определенной концентрации добавки понижается ниже нуля. На рис. 3.20 показан участок диаграммы F e - ле гирующий элемент с открытой уобластью. В сплавах с концентрацией добавки, равной или превышающей кон центрацию, соответствующую точке Ь, ГЦК решетка устойчива при температу ре 20—25 °С; такие сплавы называют аустенитными сталями. Таким образом, аустенитом называют не только твердый раствор углерода в Fer но и любые твердые растворы на основе *Feьу.. Во вторую группу входят элементы, которые повышают температуру А 3 S E - A cm. Вследствие гистерезиса температуры превращений при нагреве всегда выше соответствующих температур при охла ждении, поэтому введена дополнитель ная индексация: при нагреве-индекс с, при охлаждении - индекс г. Магнитное превращение не имеет гистерезиса. По влиянию на температуры А 3 и А4 легирующие элементы можно разбить на две группы. Равновесные темпера туры А 3 и А+ для чистого железа равны Легирующ ий. элемент Рис. 3.20. Диаграмма состояния железо— легирующий элемент с открытой у-областью (схема) Влияние химического состава на равновесную ст рукт уру сплавов 63 правее которой расположены двух фазные области (см. рис. 3.21,6). Однофазные сплавы с ОЦК решет кой, устойчивой при всех температурах вплоть до солидуса, называют фер рит ными сталями. Таким образом, фер ритом называют не только твердый раствор углерода в Fe,, но и любые твердые растворы на основе Fe,. При добавлении в сплав углерода точка с (см. рис. 3.21,6) чаше всего сдви гается в сторону большей концентрации добавки. элемент элемент Карбиды в легированных сталях. а) S) К карбидообразующим относятся пе реходные металлы с недостроенной Рис. 3.21. Диаграмма состояния железо — легирующий элемент с замкнутой у-обла- d-электронной оболочкой. Чем меньше электронов на оболочке, тем больше стью: а —открыта* а-область; б —закрытая а-область сродство к углероду. (схема) В сталях карбидообразующими являются следующие элементы: Fe, Мп, Сг, Mo, W, V, Nb, Ti (элементы перечис и понижают температуру А 4. В этом лены в порядке возрастания их карбислучае температурный интервал устой дообразуюшей способности). чивости аустенита уменьшается и, со При введении в сталь карбидообра ответственно, расширяется темпера зующего элемента в небольшом количе турный интервал устойчивости Fe,. Та стве (десятые доли процента; для не ких легирующих элементов большин сильных карбидообразователей - 1 - 2 %) образования карбида этого элемента ча ство: Сг, Mo, W, V, Si, Ti и др. Все перечисленные элементы обра ше всего не происходит. В этом случае зуют с железом диаграмму с «замкну атомы легирующего элемента частично той» у-областью (рис. 3.21). Концентра замещают атомы железа в простран ция, соответствующая точке с, для ственной решетке цементита; образует ся легированный цементит, мало отли большинства элементов невелика (до чающийся по свойствам от обычного 1-1,5%), и лишь для хрома аустенитная область простирается до 12% цементита. (рис. 3.22). t°c Из перечисленных элементов, дающих замкнутую у-область, только хром и ва надий не образуют с железом промежу точных фаз, и поэтому а-обласгь «от крывается»: наблюдается неограничен ная растворимость этих элементов в железе с ОЦК решеткой (см. рис. 3.21,а). Остальные легирующие элементы, замыкающие область, обра зуют с железом промежуточные фазы, Легируннций. элгмент поэтому при определенных концентра циях добавки на диаграммах появляется Рис. 3.22. Влияние легирующих элементов на протяженность замкнутой у-области линия, ограничивающая растворимость. 64 Закономерности формирования структуры материалов Карбида марганца не образуется них появляются сложные карбиды, со держащие хром, молибден (вольфрам) при любых содержаниях марганца. Формулу легированного цементита и железо с формулой М6С. Карбиды ти записывают обычно как (Fe, Сг)3С или па М6С, в отличие от фаз внедрения, (Fe, Мп)3С или в общем виде Ме3С. По растворимы в аустените, хотя для их следняя формула подчеркивает, что растворения требуются еще более высо в карбидах цементитного типа на три кие температуры и более длительные металлических атома приходится один выдержки, чем для растворения карби дов хрома. атом углерода. Таким образом, в зависимости от ле Сильные карбидообразо ватели - Мо, W, V, Nb, T i-образуют с углеродом гирующего элемента и его количества фазы внедрения. При этом чаще всего в структуре легированных сталей могут карбиды имеют формулу МС, т. е. на встретиться следующие типы карбидов: один металлический атом приходится хорошо растворимые в аустените кар один атом углерода. При известных ус биды типа М3С, более трудно раство ловиях W и Мо образуют карбиды, бо римые карбиды типов М7С3, М23С6 и лее богатые металлом -М 2С. МбС и почти нерастворимые в твердом Фазы внедрения, отличающиеся очень состоянии карбиды типа МС. высокой тугоплавкостью, практически Влияние легирующих элементов на нерастворимы в аустените. температуры фазовых превращений ста Для распада и растворения таких кар лей при нагреве и на состав точек S и Е бидов, как TiC, NbC, WC, сталь необ диаграммы. Легирующие элементы, по ходимо нагреть до температуры нижающие температуру А3 в безуглеро~ 1300°С. Вследствие нерастворимости дистых сплавах (Ni и Мп), смещают ли фаз внедрения происходит обеднение нии PSK, GS и SE диаграммы Fe-Fe3C аустенита углеродом при легировании в сторону более низких температур (см. стали сильными карбидообразователя- рис. 3.12). ми. Легирующие элементы, повышающие Промежуточное положение по карби температуру А3 в безуглеродистых дообразующей способности занимает сплавах, оказывают обратное влияхром, который наиболее широко, по сравнению с другими элементами, ис пользуется как легирующая добавка в сталях. Хром в низко- и среднелегированных сталях (до 10%) образует карбид Сг7С3; в высоколегированных сталях образует ся более богатый хромом карбид Сг23С6. Карбиды хрома могут раство рять железо и легирующие элементы стали в значительном количестве, по этому часто в общем виде формулы этих карбидов записываются как М7С3 и М23С6. Хром оказывает влияние на карбидообразование при совместном его вве дении с молибденом и вольфрамом. Легирующий. элемент При определенном соотношении хрома и молибдена (вольфрама) не образуются Рис. 3.23. Влияние легирующих элементов на фазы внедрения (МоС, WC), а вместо температуру Ас1 Влияние химического состава на равновесную структуру сплавов ние-они смещают линии PSK, GS и SE в сторону более высоких температур. Влияние некоторых легирующих эле ментов на положение эвтектоидной ли нии при нагреве показано на рис. 3.23. В сложнолегированных сталях, содер жащих элементы одной и другой групп, смещение критических температур зави сит от количественного соотношения этих элементов. Под влиянием легирования изменяет ся и положение узловых концентра ционных точек диаграммы F e -F e 3C. Важнейшие узловые точки стали — точка S, указывающая содержание углерода в эвтектоиде (рис. 3.24), и точка Е, указывающая максимальную растворимость углерода в аустените. Большинство легирующих элементов уменьшает растворимость углерода в аустените при всех температурах, что равносильно сдвигу линии SE влево, в сторону меньших концентраций угле рода. Максимальная растворимость углеро да в аустените (точка Е) наиболее резко уменьшается под влиянием элементов, замыкающих у-область в безуглеродистых сплавах: Сг, Si, W, V, Ti. Оче видно, что в присутствии этих легирую щих элементов ледебурит в структуре сплава появится при меньших концен трациях углерода, чем в нелегиро ванных железоуглеродистых сплавах. Например, в стали, легированной 3 Под ред. Б. Н. Арзамасом 65 Рис. 3.24. Влияние легирующих элементов на содержание углерода в эвтектоиде 10—11% Сг, ледебурит появляется в структуре при содержании углерода ~ 1 %. Характерно, что небольшое ко личество ледебуритной эвтектики при пониженном содержании углерода не снижает способности сплава обрабаты ваться давлением в горячем состоянии, тогда как нелегированный белый чугун (С >2,14%) теряет способность к обра ботке давлением даже при малых коли чествах эвтектической составляющей структуры. В связи с этим легированные стали, содержащие ледебуритную составляю щую, относят к сталям, а не к белым чугунам и классифицируют как ледебуритные. Глава 4. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ 4.1. Пластическая деформация моно- и поликристаллов Деформацией называется изменение размеров и формы тела под действием внешних усилий. Деформации подразде ляют на упругие и пластические. Упру гие деформации исчезают, а пластиче ские остаются после окончания дей ствия приложенных сил. В основе упру гих деформаций лежат обратимые сме щения атомов металлов от положений равновесия; в основе пластических де формаций - необратимые перемещения атомов на значительные расстояния от исходных положений равновесия. Способность металлов пластически деформироваться называется пластич ностью. При пластическом деформиро вании металла одновременно с измене нием формы меняется ряд свойств, в частности, при холодном деформиро вании повышается прочность. Пластичбк ность обеспечивает конструкционную прочность деталей под нагрузкой и ней трализует влияние концентраторов на пряжений. Диаграмма растяжения металлов. Ис пытание на растяжение-простой и на иболее распространенный метод опреде ления прочности и пластичности (ГОСТ 1497-73). При растяжении стандартных образ цов с площадью поперечного сечения F0 и рабочей (расчетной) длиной /0 строят диаграмму растяжения в координатах нагрузка-удлинение образца (рис. 4.1). На диаграмме выделяют три участка: упругой деформации до нагрузки Рупр; равномерной пластической деформации от Рупр до Ртах и сосредоточенной пла стической деформации от Ртах до Рх. Прямолинейный участок сохраняется до предела пропорциональности Рпц. Тан генс угла наклона прямолинейного участка характеризует модуль упруго6 ,. Рис. 4.1. Диаграмма растяжения пластичного металла (а) и диаграммы условных напряжений пластичного (б) и хрупкого (в) металлов. Диаграмма истинных напряжений (штриховая линия) дана для сравнения Формирование структуры деформированных мета.глов и сплавов 67 сти Е. Лишь на небольшой части от Рпц До ^упр нарушается линейная зависи мость между Р и Д/ из-за упругих несо вершенств материала, связанных с де фектами решетки. Пластическое деформирование идет при возрастающей нагрузке (выше Рупр), так как металл упрочняется ъ процессе деформирования. Упрочнение металла при деформировании называют накле пом. Наклеп металла увеличивается до момента разрыва образца, хотя растяги вающая нагрузка уменьшается от Ртах до Р, (рис. 4.1, а). Это объясняется по явлением местного утонения в образ це -шейки, в которой в основном сосре дотачивается пластическая деформация. Несмотря на уменьшение нагрузки, рас тягивающие напряжения в шейке повы шаются до тех пор, пока образец не разорвется. Об этом свидетельствует диаграмма истинное напряжение-де формация (рис. 4.1,6). При растяжении образец удлиняется, а его поперечное сечение непрерывно уменьшается. Ис тинное напряжение определяется деле нием действующей в определенный мо мент нагрузки на площадь, которую образец имеет в этот момент. Истинные напряжения в повседневной практике не определяют, а пользуются условными напряжениями, считая, что поперечное сечение F0 образца остается неиз менным. Напряжения <Тупр, стт и а„- стандартные характеристики проч ности. Каждая получается делением со ответствующей нагрузки Рупр, Рт и Рта„ на начальную площадь поперечного се чения F0. Пределом упругости ступр называют напряжение, при котором пластическая деформация достигает заданной малой величины, установленной условиями. Часто используют значения остаточ ной деформации 0,001; 0,005; 0,02 и 0,05%. Соответствующие пределы уп ругости обозначают а 0,0 0 5 . сто,о2 и т. д. Предел упругости —важная характери стика пружинных материалов, которые 3* используют для упругих элементов приборов и машин. Предел текучести (условный) —это напряжение, которому соответствует пластическая деформация 0,2 %; его обозначают ст0,2 - Предел текучести (физический) а т определяется по диа грамме растяжения, когда на ней имеет ся площадка текучести. Однако при ис пытаниях на растяжение большинства сплавов площадки текучести на диа граммах нет. Выбранная пластическая деформация 0,2% достаточно точно ха рактеризует переход от упругих дефор маций к пластическим, а напряжение ст0 2 несложно определяется при испыта ниях независимо от того, имеется или нет площадка текучести на диаграмме растяжения. Временное сопротивление ств характе ризует максимальную несущую способ ность материала, его прочность, пред шествующую разрушению, Cf„ Ртах /F qПластичность характеризуется отно сительным удлинением 8 и относи тельным сужением vj;; 8 = [ ( / . - / о) / / о ] 1 0 0 , - [(^ о - ф = Р к ) /^ о ] Ю О, где 10 и F0 —начальные длина и площадь поперечного сечения образца; /г-конеч ная длина образца; FK- площадь попе речного сечения в месте разрыва. Допустимое напряжение, которое ис пользуют в расчетах, выбирают меньше ст0 2 (обычно в 1,5 раза) или меньше ств (в 2,4 раза). Сопротивление материала разруше нию при динамических нагрузках харак теризует ударная вязкость. Ее опреде ляют (ГОСТ 9454-78) как удельную работу разрушения призматического образца с концентратором (надрезом) посередине одним ударом маятникового копра: КС = K/S0 { К - работа разруше ния; S0- площадь поперечного сечения образца в месте концентратора). 68 Закономерности формирования структуры материалов Рис. 4.2. Схемы пласти ческой деформации сколь жения (а) и двойни кова ния (б) В) Ударную вязкость (МДж/м2) обозна чают K C U , K C V и К С Т . Буквы К С оз начают символ ударной вязкости, буквы U, V, Т - вид концентратора: Uобразный с радиусом надреза г„ — 1 мм, V-образный с гн = 0,25 мм; Г-трещ ина усталости, созданная в основании над реза; К С U -основной критерий ударной вязкости; K C V и К С Т используют в специальных случаях (см. п. 7.2). Механизм пластической деформации рассмотрим на примере деформации монокристалла. Пластическая деформа ция в монокристалле осуществляется путем сдвига одной его части относи тельно . другой. Сдвиг вызывают каса тельные напряжения, когда их значение превышает критическое т*. Имеется две разновидности сдвига: скольжение и двойникование (рис. 4.2). При скольжении одна часть кристалла смещается параллельно другой части вдоль плоскости, называемой пло скостью скольжения или сдвига (рис. 4.2, а). Скольжение — основной вид сдвига в металлах и сплавах. Деформа ция двойникованием представляет со бой перестройку части кристалла в но вое положение, зеркально симметричное к его недеформированной части (рис. 4.2,6). Плоскость зеркальной сим метрии называют плоскостью двойникования. При двойниковании атомные плоскости кристалла сдвигаются парал лельно плоскости двойникования на разные расстояния. Часть кристалла, в которой в результате двойникования произошла переориентация кристалли ческой решетки, называют двойником деформации. По сравнению со скольже нием двойникование имеет второстепен ное значение. Роль двойникования воз растает, когда скольжение затруднено. В металлах с ОЦК и ГЦК решетками двойникование наблюдается лишь при низких температурах или высоких ско ростях деформирования. При нор мальных условиях в металлах с ГПУ решеткой деформация развивается как двойникованием, так и скольжением. Механизм двойникования сложен и в дальнейшем не рассматривается. Деформация скольжением развивает ся по плоскостям и направлениям, на которых плотность атомов максималь на (рис. 4.3). Плоскость скольжения вме сте с направлением скольжения, принад лежащим этой плоскости, образует си стему скольжения. Число систем сколь жения неодинаково в металлах с раз ным типом решеток. У металлов с ГЦК решеткой (Си, Al, Ni и др.) скольжение идет по плоскостям {111} в направле ниях < 110 > . Четыре плоскости скольже ния и три направления скольжения в ка ждой из них образуют 12 эквива лентных систем скольжения. В металлах с ОЦК решеткой сколь жение развивается по плоскостям {110}, {112} и {123} в направлениях < 111 > , число систем скольжения — 48. У металлов с ГПУ решеткой при с/а > 1,63 (Mg, Zn) скольжение разви вается по плоскости базиса, в которой находятся три эквивалентных направле ния. Эти металлы менее пластичны, чем металлы с ОЦК и ГЦК решетками. Число систем скольжения может уве личиться, если уменьшаются крити ческие напряжения сдвига в других Формирование структуры деформированных металлов и сплавов 69 Рис. 4.3. Системы скольжения в металлах с ГЦК (а), ОЦК (б) и ГПУ (в) решетками; заштри хованы плоскости наиболее легкого скольжения: 1 —плоскость (11Д); 2 —плоскость (123); 3 —плоскость базиса; 4 —пирамидальная плоскость скольжения; 5 —призматическая плоскость скольжения плоскостях с менее плотной упаковкой атомов. Увеличение количества систем скольжения сопровождается повыше нием способности металла к пластиче ской деформации. В частности, при с/а < < 1 ,6 3 у циркония и титана скольжение идет по плоскостям базиса, пирами дальным и призматическим плоскостям, так как близки значения критических напряжений сдвига в этих плоскостях. Поэтому эти металлы более пластичны, чем магний или цинк, у которых сколь жение идет только по плоскостям базиса. Элементарный акт сдвига-это смеще ние одной части кристалла относитель но другой на одно межатомное расстоя ние (рис. 4.4). В идеальном кристалле, в котором нет дефектов структуры, в скольжении должны одновременно участвовать все атомы, находящиеся в плоскости сдвига. Для такого синхрон ного «жесткого» сдвига требуется, как 'а) 6) показывают расчеты, критическое каса тельное напряжение т, = G/27t*0,16G (G - модуль упругости сдвига). Эту вели чину тк называют теоретической проч ностью кристалла. В реальных кристал лах для сдвига на одно межатомное расстояние требуются напряжения около 10“ *G, что в 1000 раз меньше теоретического значения. Низкая проч ность реальных кристаллов обусловлена их структурным несовершенством. Пластическая деформация в реальных кристаллах осуществляется путем по следовательного перемещения дислока ций (см. рис. 4.4). Дислокация легко движется в той плоскости, в которой на ходятся дислокационная линия и ее век тор Бюргерса. Под действием касатель ного напряжения избыточная полупло скость в верхней части кристалла соеди няется в одну атомную плоскость с расположенной ниже частью соседней в) Ряс. 4.4. Схема перемещения краевой дислокации при скольжении г) 68 Закономерности формирования структуры материи., Рис. 4.2. Схемы пласти ческой деформации сколь жения (а) и двойникова ния (б) а) Ударную вязкость (МДж/м2) обозначают K C U , K C V и К С Т . Буквы К С означают символ ударной вязкости, буквы U, V, Т -в и д концентратора: Uобразный с радиусом надреза г„ — 1 мм, V-образный с г„ = 0,25 мм; 7-трещ ина усталости, созданная в основании надреза; K C U -основной критерий ударной вязкости; K C V и К С Т используют в специальных случаях (см. п. 7.2). Механизм пластической деформации рассмотрим на примере деформации монокристалла. Пластическая деформация в монокристалле осуществляется путем сдвига одной его части относительно другой. Сдвиг вызывают касательные напряжения, когда их значение превышает критическое тк. Имеется две разновидности сдвига: скольжение и двойникование (рис. 4.2). При скольжении одна часть кристалла смещается параллельно другой части вдоль плоскости, называемой плоскостью скольжения или сдвига (рис. 4.2, а). Скольжение — основной вид сдвига в металлах и сплавах. Деформация двойникованием представляет собой перестройку части кристалла в новое положение, зеркально симметричное к его недеформированной части (рис. 4.2,6). Плоскость зеркальной симметрии называют плоскостью двойникования. При двойниковании атомные плоскости кристалла сдвигаются параллельно плоскости двойникования на разные расстояния. Часть кристалла, в которой в результате двойникования произошла переориентация кристаллической решетки, называют двойником деформации. По сравнению со скольже- нием дв; ;шование имеет второстепенРоль двойникования возное знарастает. .Vда скольжение затруднено. В метах, ; с ОЦК и ГЦК решетками двойни» :. ие наблюдается лишь при низких уературах или высоких скоростях иормирования. При нормальны.: ловиях в металлах с ГПУ решетке .формация развивается как двойниг к и ем , так и скольжением. Мехам» двойникования сложен и в дальь S 2M не рассматривается. Дефо ~ия скольжением развиваетея по i ' :остям и направлениям, на которы ютность атомов максимальна (рис.. : Плоскость скольжения вме сте с на н е н и е м скольжения, принадлежащг г той плоскости, образует сн стему с ижения. Число систем скольжения :: шаково в металлах с разным тиг решеток. У металлов с ГЦК решетк .Си, Al, Ni и др.) скольжение идет ir соскостям {111} в направлениях < •. Четыре плоскости скольжения и г ■направления скольжения в каждой них образуют 12 эквивалентны гстем скольжения. В ме _аах с ОЦК решеткой скольжениеоивается по плоскостям {110}, {112} т 123} в направлениях <111>, число жм скольжения — 48. У м хглов с ГПУ решеткой при с/а ^ 1 iMg, Zn) скольжение развивается гплоскости базиса, в которой находя 'три эквивалентных направлюния. Г металлы менее пластичны, чем ме иы с ОЦК и ГЦК решетками, Число тгем скольжения может увел и ч и т е • если уменьшаются критические пряжения сдвига в других 70 Закономерности формирования структуры материалов атомной плоскости. Оставшаяся ее часть становится новой полупло скостью, которая заканчивается краевой дислокацией. Незначительного смеще ния небольшой группы атомов оказы вается достаточно для перемещения дислокации на одно межатомное рас стояние (рис. 4.4,а,б). При постоянно действующем напряжении дислокация как бы по эстафете передается от одной атомной плоскости к другой, последова тельно вытесняя при этом каждый со седний «правильный» ряд атомов. Про цесс повторяется до тех пор (рис. 4.4, в), пока дислокация не выйдет на поверх ность кристалла и его верхняя часть сдвинется относительно нижней на одно межатомное расстояние (рис. 4.4, г). При этом на поверхности кристалла обра зуется ступенька величиной в вектор Бюргерса. В плоскости скольжения обычно рас положены десятки дислокаций. Их по следовательное перемещение вдоль пло скости скольжения развивает процесс пластического течения. Высота ступень ки при этом увеличивается пропорцио нально числу дислокаций, выходящих на поверхность кристалла. Ступенька, видимая под микроскопом, называется линией скольжения. Деформация разви вается неоднородно, линии скольжения располагаются на различном расстоя нии друг от друга. Группы близко рас положенных линий скольжения обра зуют полосы скольжения. Пластическая деформация монокристаллов развивает ся, в первую очередь, по той системе скольжения, где касательные напряже ния раньше достигают критической ве личины. Начальную стадию деформа ции называют стадией легкого скольже ния; деформация монокристалла на этой стадии может достигать десятков процентов. С ростом деформации скольжение распространяется на другие системы, и возникает множественное скольжение. На этой стадии дислокации перемещаются в пересекающихся пло скостях, возрастает сопротивление их движению, и образуется сложная дисло кационная структура. Скольжение дислокаций не связано с диффузией, так как происходит без переноса массы. Этим объясняется срав нительная легкость такого передвиже ния дислокаций и при отрицательных температурах, когда скорость диффузии мала. В процессе скольжения возникают новые дислокации, и их плотность по вышается от 108 до 1012 см-2 (более высокую плотность получить нельзя изза появления трещин и разрушения ме талла). Существует несколько механиз мов образования - новых дислокаций, важным из них является источник Фран ка-Рида (рис. 4.5). Под действием каса тельного напряжения закрепленная дис локация выгибается, пока не примет форму полуокружности. С этого момен та изогнутая дислокация распростра няется самопроизвольно в виде двух спиралей. При встрече спиралей возни кают расширяющаяся дислокационная петля и отрезок дислокации. Отрезок занимает исходное положение, и генера тор дислокаций готов к повторению цикла. Один источник Франка-Рида способен образовать сотни новых дис локаций. В основе упрочнения металла при де формировании лежит прежде всего по вышение плотности дислокаций. Движению дислокаций мешают раз личные препятствия - границы зерен, Рис. 4.5. Последовательность образования (1 —7) новой дислокации при действии источ ника Франка —Рида Формирование ст рукт уры деформированных м ет аллов и сплавов 71 Рис. 4.6. Схема переползания дислокации (я —в): 1 — перемещение атома на место вакансии; 2 —уход атома от дислокации; 3 — начало пере ползания дислокации; 4 — части ца второй фазы, блокирующая скольжение дислокации; 5 — дислокация; 6 — новое положе ние дислокации после перепол зания; 7 — направление скольже ния дислокации а) межфазные поверхности, дислокации, пересекающие плоскость скольжения. Через некоторые препятствия дислока ции проходят, но при более высоких на пряжениях. Такими препятствиями являются, например, пересекающиеся с плоскостью скольжения дислокации. Границы зерен являются непреодо лимыми препятствиями, перед ними дислокации скапливаются. Каждое ско пление дислокаций создает поле напря жений, отталкивающее приближающую ся дислокацию. Чем больше дислокаций в скоплении, тем сильнее отталкивание и тем труднее деформируется металл. Когда плотность дислокаций в скопле нии достигает определенного значения, в этом месте зарождается трещина. При нагреве выше 0,3 Тщ, начинает действовать другой механизм переме щения дислокаций - переползание. Оно представляет собой диффузионное сме щение дислокации в соседние плоскости решетки в результате присоединения ва кансий (рис. 4.6). Вакансии присоеди няются последовательно к краю избы точной полуплоскости, что равносильно перемещению края на один атомный ряд вверх. Вакансии «атакуют» дислока цию в разных местах и поэтому на ней появляются ступеньки. По мере присое динения вакансий дислокация на значи тельном участке своей длины смещается на десятки плоскостей решетки. В ре зультате переползания ослабляется тор мозящий эффект частиц второй фазы. Переместившиеся дислокации далее сдвигаются путем скольжения под дей ствием напряжения. При нагреве выше 0,3 Тщ, вакансии весьма подвижны, а не обходимое число вакансий создается пластической деформацией. Пластическая деформация полн кри сталлических металлов. Основная масса промышленных сплавов имеет поликристаллическую структуру. При деформи ровании поликристаллов отсутствует стадия легкого скольжения, деформация зерен начинается сразу по нескольким системам скольжения и сопровождается изгибами и поворотами плоскостей скольжения. Пока общая деформация 72 Закономерности формирования структуры материалов мала, порядка 1 %, зерна деформируют ся неоднородно в силу их разной ориен тации по отношению к приложенным нагрузкам. С ростом деформации раз личия между зернами уменьшаются и изменяется микроструктура: зерна по степенно вытягиваются в направлении пластического течения (рис. 4.7, в). Вну три зерен повышается плотность дефек тов. При значительных деформациях образуется волокнистая структура, где границы зерен различаются с трудом (рис. 4.7, г). При значительной деформации в ме талле появляется кристаллографическая ориентация зерен, которая называется текстурой деформации. Текстура дефор мации-это результат одновременного деформирования зерен по нескольким системам скольжения. Она зависит от вида деформирования, кристаллической структуры металла, наличия примесей и условий деформирования. При волочении или экструзии возни кают так называемые аксиальные тек стуры, когда определенное кристалло графическое направление оказывается параллельным оси проволоки или прут ка для большинства зерен (рис. 4.8). При прокатке получается более слож ная текстура. В этом случае параллель но плоскости прокатки лежит кристал лографическая плоскость и направление, которое образует с направлением про катки определенный угол а (см. рис. 4.8). Рис. 4.8. Текстуры прокатки (а) и волоче ния (б): 1—1 —направление прокатки; 2—2 — ось текстуры; 3—3 — направление волочения Рис. 4.9. Ячеистая структура наклепанной аустенитной стали 12Х18Н10Т после 60%-ной деформации Текстура деформации делает металл анизотропным. Как было установлено электронно микроскопическими исследованиями, в наклепанных металлах появляется ячеи стая тонкая структура (рис. 4.9). Ячейки диаметром 0,25-3 мкм представляют со бой свободные от дислокаций участки; границы ячеек-это сложные перепле тенные стенки дислокаций. Между со бой ячейки разориентированы. У раз ных сплавов, естественно, имеются раз личия, которые зависят от химического состава сплавов, степени деформации. Деформирование двухфазных сплавов оказывается более сложным. Каждая фаза имеет свои системы скольжения и свои критические напряжения сдвига. Сохранение неразрывности вдоль по верхности раздела фаз при деформиро вании усложняет пластическое течение. У Двухфазных сплавов характеристики прочности выше, а пластичности ниже по сравнению с однофазными. При равных условиях в двухфазных сплавах образуются более сложные текстуры де формации. Процесс деформирования двухфазных сплавов зависит не только от свойств второй фазы и ее содержа ния в сплаве, но и от характера распре деления этой фазы в структуре. Если хрупкая вторая фаза располагается в ви де непрерывной сетки по границам зе Формирование структуры деформированных металлов и сплавов рен, то сплав окажется хрупким. Если такое же количество второй фазы раз местится в виде отдельных зерен в пла стичной матрице - основе сплава, то сплав сохранит пластичность, а присут ствие второй фазы проявится в упрочне нии. Особо важное значение имеет двух фазная структура, когда мелкие включе ния второй фазы равномерно располо жены в пластичной матрице. Такой тип структуры получают термической обра боткой (см. гл. 5), методами порошко вой металлургии (например, частицы оксидов в металле) или иными способа ми (см. гл. 13). Когда движущаяся дисло кация встречает на своем пути непрони цаемые для нее включения, то она через них проходит, оставляя каждый раз ди слокационные петли вокруг включений (рис. 4.10). Чем больше накопилось пе 73 тель, тем больше упрочнение. Если чис ло частиц растет и расстояние между ними уменьшается (до критического значения ~ 15 нм), то повышается со противление сдвигу. Свойства пластически деформиро ванных металлов. В результате холодно го пластического деформирования ме талл упрочняется, изменяются его физи ческие свойства. Наклепанный металл запасает 5-10% энергии, затраченной на деформирование. Запасенная энергия тратится на образование дефектов ре шетки (плотность дислокаций возра стает до 109 — 1012 см-2) и на упругие искажения решетки. Свойства наклепан ного металла изменяются тем сильнее, чем больше степень деформации. При деформировании увеличиваются прочностные характеристики (твердость, ств, ст0,2, ступр) и понижаются пластич Рвс. 4.10. Схемы перемещения дислокации в двухфазном сплаве при перерезании частиц второй фазы (а), при образовании дислокационных петель (б): А — А —плоскость движения дислокаций: 1 —5 —последовательные стадии перемещения дислокаций 74 Закономерности формирования структуры материалов ность и вязкость (§, \|/, КС U). Металлы интенсивно наклепываются в начальной стадии деформирования, затем при воз растании деформации механические свойства изменяются незначительно (рис. 4.11). С увеличением степени дефор мации предел текучести растет быстрее временного сопротивления. Обе характе ристики у сильно наклепанных металлов сравниваются, а удлинение становится равным нулю. Такое состояние накле панного металла является предельным; при попытке продолжить деформирова ние металл разрушается. Путем наклепа твердость и временное сопротивление удается повысить в 1,5-3 раза, а предел текучести в 3-7 раз. Металлы с ГЦК ре шеткой упрочняются сильнее металлов с ОЦК решеткой. Среди сплавов с ГЦК решеткой сильнее упрочняются те, у ко торых энергия дефектов упаковки мини мальна (например, интенсивно наклепы ваются аустенитная сталь, никель, а алюминий упрочняется незначи тельно). С ростом степени деформации воз растают удельное электрическое сопро тивление, коэрцитивная сила, пони жаются магнитная проницаемость, оста точная индукция и плотность металла. Из-за неоднородности деформации в объеме металла различны изменения плотности, что служит причиной по явления остаточных напряжений - как растягивающих, так и сжимающих. Наклепанные металлы легче корроди руют и склонны с коррозионному рас трескиванию. Образование текстуры деформации вызывает анизотропию свойств. Несмотря на снижение пластичности, наклеп широко используют для пцвышения прочности деталей, изготовленных методами холодной обработки давле нием. Снижение пластичности при наклепе улучшает обрабатываемость резанием вязких и пластичных материалов (лату ней, сплавов алюминия и др.). 4.2. Возврат и рекристаллизация Неравновесная структура, созданная холодной деформацией, у большинства металлов устойчива при температуре 25 °С. Переход металла в более стабиль ное состояние происходит при нагреве. При повышении температуры ускоряет ся перемещение точечных дефектов и создаются условия для перераспреде ления дислокаций и уменьшения их ко личества. Процессы, происходящие при нагреве, подразделяют на две основные стадии: возврат и рекристаллизацию; обе ста дии сопровождаются выделением теп лоты и уменьшением свободной энер гии. Возврат происходит при относи тельно низких температурах (ниже 0,3 Гид), рекристаллизация-при более высоких. Возвратом называют все изменения тонкой структуры и свойств, которые не сопровождаются изменением микро структуры деформированного металла, т. е. размер и форма зерен при возврате не изменяются. Рекристаллизацией называют зарож дение и рост новых зерен с меньшим количеством дефектов строения; в ре зультате рекристаллизации образуются совершенно новые, чаще всего рав ноосные кристаллы. Возврат, в свою очередь, подразде ляют на две стадии: отдых и полигониРис. 4.11. Зависимость механических свойств зацию. Отдых при нагреве деформиро от степени деформации Формирование структуры деформированных металлов и сплавов ванных металлов происходит всегда, а полигонизация развивается лишь при определенных условиях. Отдыхом холоднодеформированного металла называют стадию возврата, при которой уменьшается количество точечных дефектов, в основном вакан сий; в ряде металлов, таких, как алюми ний и железо, отдых включает также переползание дислокаций, которое со провождается взаимодействием дисло каций разных знаков и приводит к за метному уменьшению их плотности. Перераспределение дислокаций сопро вождается также уменьшением оста точных напряжений. Отдых уменьшает удельное электрическое сопротивление и повышает плотность металла. В общем, твердость и прочность мак симально уменьшаются на 10-15% пер воначальных значений и соответственно увеличивается пластичность. После от дыха повышается сопротивление корро зионному растрескиванию. Полигонизацией называют стадию возврата, при которой в пределах каж дого кристалла образуются новые малоугловые границы. Границы возни кают путем скольжения и переползания дислокаций; в результате кристалл раз деляется на субзерна-полигоны, сво бодные от дислокаций (рис. 4.12). Полигонизация в металлах техниче ской чистоты и в сплавах-твердых рас творах - наблюдается только после не Рнс. 4.12. Схема полигониэации: я, б —наклепанный металл до и после полигонизации соответственно 75 больших степеней деформаций и не у всех металлов. Так, этот процесс ред ко развивается в меди и ее сплавах и хорошо выражен в алюминии, железе, молибдене и их сплавах. Полигонизация холоднодеформированного металла обычно приводит к уменьшению твер дости и характеристик прочности. Блоч ная структура, возникшая благодаря полигонизации, весьма устойчива и сохра няется почти до температуры плавле ния. После формирования блочной структуры рекристаллизация не насту пает, полигонизация и рекристаллиза ция оказываются конкурентами. Пластически деформированные ме таллы могут рекристаллизоваться лишь после деформации, степень которой пре вышает определенное критическое зна чение, которое называется критической степенью деформации. Если степень де формации меньше критической, то заро ждения новых зерен при нагреве не про исходит. Критическая степень деформа ции невелика (2-8%); для алюминия она близка к 2%, для железа и меди-к 5%. Существует также температура рекри сталлизации; это наименьшая темпера тура нагрева, обеспечивающая возмож ность зарождения новых зерен. Темпе ратура рекристаллизации составляет не которую долю от температуры плавле ния металла: Тp„p = а Гид. Значение коэффициента а зависит от чистоты металла и степени пластиче ской деформации. Для металлов техни ческой чистоты а —0,3 -г- 0,4 и понижает ся с увеличением степени деформации. Уменьшение количества примесей мо жет понизить а до 0,1 —0,2. Для твердых растворов а = 0,5 + 0,6, а при растворе нии тугоплавких металлов может дости гать 0,7—0,8. Для алюминия, меди и же леза технической чистоты темпера турный порог рекристаллизации равен соответственно 100. 270 и 450 °С. Зарождение новых зерен при рекри сталлизации происходит в участках 76 Закономерности формирования структуры материалов а) б) 0) г) д) Рис. 4.13. Схема изменения микроструктуры наклепанного металла при нагреве: а — наклепанный металл; б — начало первичной рекристаллизации; в — завершение первичной рекристал лизации; г, д — стадии собирательной рекристаллизации с наибольшей плотностью дислокаций, обычно на границах деформированных зерен. Чем выше степень пластической деформации, тем больше возникает цен тров рекристаллизации. Они предста вляют собой субмикроскопические области с минимальным количеством точечных и линейных дефектов строе ния. Эти области возникают путем перераспределения и частичного уничто жения дислокаций; при этом между цен тром рекристаллизации и деформиро ванной основой появляется высокоугло вая граница. С течением времени образовавшиеся центры новых зерен увеличиваются в размерах вследствие перехода атомов от деформированного окружения к бо лее совершенной решетке; при этом большеугловые границы новых зерен перемещаются в глубь наклепанного металла. Рассмотренная стадия рекристаллиза ции называется первичной рекристалли зацией или рекристаллизацией обработ ки. Первичная рекристаллизация закан чивается при полном замещении новы ми зернами всего объема деформирован ного металла (рис. 4.13). По завершении первичной рекристал лизации происходит рост образовав шихся зерен при увеличении выдержки или температуры; эта стадия рекристал лизации называется собирательной ре кристаллизацией. Этот процесс само произвольно развивается при достаточ но высоких температурах в связи с тем, что укрупнение зерен приводит к умень шению свободной энергии металла из- за уменьшения поверхностной энергии (чем крупнее кристаллы, тем меньше суммарная поверхность границ). Рост зерен происходит в результате перехода атомов от .одного зерна к со седнему через границу раздела; одни зерна при этом постепенно уменьшают ся в размерах и затем исчезают, а Дру гие становятся более крупными, погло щая соседние зерна. С повышением температуры рост зерен ускоряется. Чем выше температура нагрева, тем бо- Рис. 4.14. Схемы изменения твердости (а) и пластичности (б) наклепанного металла при нагреве: / —возврат; / / —первичная III — рост зерна рекристаллизация; Формирование структуры деформированных металлов и сплавов лее крупными окажутся рекристаллизованные зерна. Первичная рекристаллизация пол ностью снимает наклеп, созданный при пластической деформации; металл при обретает равновесную структуру с ми нимальным количеством дефектов кри сталлического строения. Свойства ме талла после рекристаллизации близки к свойствам отожженного металла (рис. 4.14). Деформирование металлов подразде ляют на холодное и горячее в зависимо сти от температуры. Холодное дефор мирование проводят ниже температуры рекристаллизации, металл наклепывает ся и сохраняет наклеп. Горячее дефор мирование приводят выше температуры рекристаллизации, когда получаемый наклеп снимается одновременно проте кающей рекристаллизацией. Если рекри сталлизация не устраняет наклеп, то он сохраняется частично или полностью. Это достигается при особых условиях обработки и охлаждения металла. На пример, горячее деформирование с вы сокими скоростями и большими дефор мациями с дальнейшим быстрым охла ждением металла ниже температуры рекристаллизации сохраняет наклеп. 77 Пластичность и вязкость металлов и сплавов зависят от размера зерен. С уменьшением размера зерен вязкость улучшается. Размер зерен, образую щихся в результате рекристаллиза ции, зависит в основном от степени пластической деформации и от темпера туры, при которой происходила рекри сталлизация. Увеличение выдержки при нагреве способствует росту зерен, но эф фект значительно меньше, чем при по вышении температуры нагрева. Зависи мость размера зерен от степени дефор мации и температуры обычно демон стрируют при помощи диаграмм рекри сталлизации (рис. 4.15). Для конструкционных материалов об щего назначения анизотропия свойств нежелательна. Рекристаллизованные сплавы, как правило, однородны по свойствам и анизотропии не обнаружи вают. Однако при известных условиях в рекристаллизованном металле по является предпочтительная ориентация зерен, которую называют текстурой ре кристаллизации. Ее вид зависит от хи мического состава сплава, характера де формирования. природы и количества примесей, технологических факторов. Образование текстуры рекристаллиза МММ о* ч. сприт ~ а) Д еф ормацил б) Рис. 4.15. Зависимость размера зерна D рёкристаллизованпого металла от деформации (а) и диаграмма рекристаллизации технически чистого железа (б); D. — размер исходного зерна 78 Закономерности формирования структуры материалов ции имеет практическое значение для сплавов с особыми физическими свой ствами, когда требуется улучшить то или иное свойство в определенном на правлении изделия. Например, в листах трансформаторной стали образование текстуры дает возможность уменьшить потери на перемагничивание по опреде ленным направлениям листа. Рекристаллизация многофазных спла вов представляет более сложный про цесс, в котором на зарождении и росте новых рекристаллизованных зерен ска зываются различия свойств каждой фазы, характер структуры и объемные соотношения между фазами. Особое значение имеют размер частиц второй фазы и среднее расстояние между части цами. Чем ближе друг к другу располо жены частицы второй фазы, тем труднее перемещаться границе нового зерна и тем сильнее тормозится рекристалли зация. Это проявляется в повышении температуры рекристаллизации и увели чении времени для завершения первич ной рекристаллизации многофазного сплава по сравнению с однофазным сплавом-твердым раствором аналогич ного химического состава. Близость ча стиц второй фазы обеспечивается при достаточно высоком их содержании в сплаве. Когда частиц мало и они дале ко друг от друга, их роль в рекристал лизации незначительна. Мелкие частицы размерами приблизительно 0,1 мкм и меньше тормозят рекристаллизацию (рис. 4.16). Более крупные частицы раз мерами свыше 0,1— 0,5 мкм тормозят ре кристаллизацию, когда располагаются близко друг к другу, и ускоряют ее, ког да расстояние между ними увеличено (см. рис. 4.16). В последнем случае сказы вается влияние межфазной границы, на которой преимущественно зарождаются новые зерна. Тормозящее влияние дисперсных ча стиц второй фазы на рекристаллизацию успешно используется в промышленных сплавах для увеличения предельных ра бочих температур. Рис. 4.16. Зависимость температуры рекри сталлизации двухфазного сплава от размера частиц второй фазы и расстояния между ними: / —/ —температура рекристаллизации однофазного сплава без частиц второй фазы; 1 —торможение рекристаллизации; 2 — ускорение рекристаллиза ции Сверхпластичное состояние металла проявляется при горячем деформирова нии материалов с ультрамелким зерном (0,5-10 мкм). При низких скоростях де формирования (10"5 — 10“ 1 с-1) металл течет равномерно, не упрочняясь, относительные удлинения достигают 102 - 103%. Огромные деформации в сверхпластичном состоянии складываются из зернограничного скольжения, дополнен ного направленным (под действием на пряжений) диффузионным переносом атомов и обычным скольжением внутри зерен. Для того чтобы реализовать сверхпластичное состояние, требуется не только получить ультрамелкие зерна, но и сохранить эту структуру в течение все го периода деформирования при темпе ратуре выше 0,5 Тш (порядка десятков минут). В однофазных сплавах зерна твердого раствора успевают вырасти за это время так, что сверхпластичность теряется. Промышленные сверхпластичные сплавы имеют двухфазную структуру (лучшее сочетание объемов Формирование структуры деформированных металлов и сплавов обеих фаз 1:1; при этом максимальна поверхность межфазных границ) и поэтому сохраняют исходную мелко зернистость в течение всего срока изго товления изделий. К числу таких спла вов принадлежат различные эвтектиче ские и эвтектоидные смеси, двухфазные сплавы титана и т. п. Сверхпластичное состояние исполь зуют на практике для производства из 79 делий весьма сложной формы при п о мощи пневматического формования ли стов или объемного прессования. Н е смотря на медленность самого процесса формования и сравнительно высокие ра бочие температуры, процесс выгоден, а в ряде случаев является единственным способом получения изделий, когда м е талл нужно без разрушения деф орм иро вать на 200-300% и выше. Глава 5. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ 5.1. Определения и классификация Термической обработкой называют технологические процессы, состоящие из нагрева и охлаждения металлических изделий с целью изменения их струк туры и свойств. Термической обработке подвергают слитки, отливки, полуфабрикаты, сварные соединения, детали машин, ин струменты. Основные виды термической обработ ки-отжиг, закалка, отпуск и старение. Каждый из указанных видов имеет не сколько разновидностей. Отжиг-термическая обработка, в ре зультате которой металлы или сплавы приобретают структуру, близкую к рав новесной: отжиг вызывает разупрочне ние металлов и сплавов, сопровождаю щееся повышением пластичности и сня тием остаточных напряжений. Температура нагрева при отжиге за висит от состава сплава и конкретной разновидности отжига; скорость охла ждения с температуры отжига обычно невелика, она лежит в пределах 30-200 °С/ч. Закалка -термическая обработка, в ре зультате которой в сплавах образуется неравновесная структура. Неравно весные структуры при термической обработке можно получить только в том случае, когда в сплавах имеются превращения в твердом состоянии: переменная растворимость, поли морфные превращения твердых раство ров, распад высокотемпературного твердого раствора по эвтектоидной ре акции и др. Для получения неравновес ной структуры сплав нагревают выше температуры фазового превращения в твердом состоянии, после чего быстро охлаждают, чтобы предотвратить рав новесное превращение при охлажде нии. Конструкционные и инструменталь ные. сплавы закаливают для упрочнения. Сильно упрочняются при закалке сплавы, претерпевающие в равновесных условиях эвтектоидное превращение. Прочность возрастает либо вследствие мартенситного фазового перехода, либо вследствие понижения температуры эв тектоидной реакции, приводящих к из мельчению зерен, образующих эвтектоидную смесь. Если в результате закалки при температуре 20—25 °С фиксируется состояние высокотемпера турного твердого раствора, значитель ного упрочнения сплава непосредствен но после закалки не происходит; основ ное упрочнение создается при повтор ном низкотемпературном нагреве или во время выдержки при температуре 20—25 °С. В сплавах с особыми свойствами за калка позволяет изменить структурно чувствительные физические или химиче ские свойства: увеличить удельное элек трическое сопротивление или коэрци тивную силу, повысить коррозионную стойкость и др. Отпуск и старение —термическая об работка, в результате которой в предва рительно закаленных сплавах происхо дят фазовые превращения, приближаю щие их структуру к равновесной. Сочетание закалки с отпуском или старением практически всегда предпола гает получение более высокого уровня свойств (твердости, характеристик про чности, коэрцитивной силы, удельного электрического сопротивления и др.) по сравнению с отожженным состоянием. В большинстве сплавов после закалки Термическая обработка металлов и сплавов получают пересыщенный твердый рас твор (или смесь твердых растворов); в этом случае основной процесс, проис ходящий при отпуске или старении,— распад пересыщенного твердого раство ра. Температуру и выдержку выбирают таким образом, чтобы равновесное со стояние сплава при обработке не дости галось, как это происходит при отжиге. Скорость охлаждения с температуры отпуска или старения за редким исклю чением не влияет на структуру и свой ства сплавов. Термин «отпуск» используют обычно применительно к сталям и другим спла вам, испытывающим при закалке поли морфное превращение (двухфазные алю миниевые бронзы, некоторые сплавы на основе титана); термин «старение»применительно к сплавам, не претерпе вающим при закалке полиморфного превращения (сплавы на основе алюми ния, аустенитные стали, никелевые сплавы и др.). Принципиальная возможность приме нения того или другого вида термиче ской обработки может быть определена на основании диаграмм фазового рав новесия. В связи с этим можно выде лить следующие основные группы сплавов1: 1) сплавы, не имеющие фазовых пре вращений в твердом состоянии (см. рис. 3.4 и 3.7); 2) сплавы с переменной раствори мостью компонентов в твердом состоя нии (см. рис. 3.5); 3) сплавы с эвтектоидным превраще нием (см. рис. 3.10). Любой технологический процесс тер мической обработки состоит из трех ос новных этапов: нагрев, изотермическая выдержка и охлаждение. Нагрев, а иног да и весь процесс термической обработ ки (отжиг) проводят в термических пе чах. 81 5.2. Основное оборудование для термической обработки К основному оборудованию для термиче ской обработки относятся печи, нагрева тельные установки и охлаждающие устрой ства. По источнику теплоты печи подразде ляют на электрические и топливные (газовые и редко —мазутные). Для того чтобы избежать окисления и обез углероживания стальных деталей при нагре ве, рабочее пространство современных тер мических печей заполняют специальными защитными газовыми средами или нагрева тельную камеру вакуумируют. Для повыше ния производительности при термической обработке мелких деталей машин и прибо ров применяют скоростной нагрев, т. е. за гружают их в окончательно нагретую печь. Возникающие при нагреве временные теп ловые напряжения не вызывают образования трещин и короблений. Однако скоростной нагрев опасен для крупных деталей (про катных валков, валов и корпусных деталей), поэтому нагрев таких деталей производят медленно (вместе с печью) или ступенчато. Иногда быстрый нагрев производят в печахваннах с расплавленной солью (сверла, мет чики и другие мелкие инструменты). На ма шиностроительных заводах для термической обработки применяют механизированные пе чи (рис. 5.1) и автоматизированные агрегаты. Механизированная электропечь предназна чена для закалки штампов или мелких дета лей, укладываемых на поддон. Нагреватель ную и закалочную камеру можно заполнять защитной атмосферой, предохраняющей за каливаемые детали от окисления и обезугле роживания. С помощью цепного механизма 6 поддон с деталями по направляющим ро ликам перемещают в нагревательную камеру 1. После нагревания и выдержки тем же цепным механизмом поддон перемещают в закалочную камеру 2 и вместе со столиком 5 погружают в закалочную жидкость (масло или воду). После охлаждения столик подни мается пневмомеханизмом, и поддон выгру жается из печи. Детали нагреваются в ре зультате излучения электронагревателей 5 и конвективного теплообмена. Вентиляторы 4, установленные в нагревательной камере и в закалочном баке, предназначены для ин тенсификации теплообмена и равномерного нагрева и охлаждения деталей. В механизированных и автоматизиро 1 Особенности термической обработки неко ванных агрегатах проводят весь цикл терми* торых магнитных сплавов рассмотрены в гл. 15. 82 Закономерности формирования структуры материалов Рис. 5.1. Механизированная электропечь: I —нагревательная камера; 2 —закалочная камера; 3 —подъемный столик; 4 —вентилятор; 5 —нагрева' тели; 6 —цепной механизм для передвижения поддона с деталями ческой обработки деталей, например, закалку и отпуск. Такие агрегаты состоят из механи зированных нагревательных печей и зака лочных баков, моечных машин и транс портных устройств конвейерного типа. Поверхностный нагрев деталей производят тогда, когда в результате поверхностной за калки требуется получить высокую твер дость наружных слоев при сохранении мяг кой сердцевины. Чаще всего закаливают наружный слой трущихся деталей машин. Наиболее совершенным способом поверх ностной закалки является закалка в спе циальных установках с нагревом токами вы сокой частоты -ТВЧ. Этот способ нагрева очень производителен, может быть пол ностью автоматизирован и позволяет полу чать при крупносерийном производстве ста бильное высокое качество закаливаемых из делий при минимальном их короблении и окислении поверхности. Известно, что с увеличением частоты тока возрастает скин-эффект; плотность тока в наружных слоях проводника оказывается во много раз большей, чем в сердцевине. В результате почти вся тепловая энергия вы деляется в поверхностном слое и вызывает его разогрев. Нагрев деталей ТВЧ осуществляется ин дуктором. Если деталь имеет небольшую длину (высоту), то вся ее поверхность может быть одновременно нагрета до температуры закалки. Если же деталь длинная (рис. S.2), нагрев происходит последовательно путем перемещения изделия относительно индукто ра с рассчитанной скоростью. Охлаждение при закалке с нагревом ТВЧ обычно осуществляется водой, подающейся через спрейер - трубку с отверстиями для разбрызгивания воды, изогнутую в кольцо и расположенную относительно детали ана логично индуктору. Нагретый в индукторе участок детали или все изделие, переме щаясь, попадает в спрейер, где и охлаждает ся. Преимущество поверхностной закалки де талей, так же как и большинства способов упрочнения поверхности (химико-термической обработки, поверхностного наклепа об катки), состоит также в том, что в поверх ностных слоях деталей возникают значи тельные сжимающие напряжения. Термическая обработка металлов и ставов 83 применяют, например, для уменьшения остаточных напряжений в изделиях, ре кристаллизации пластически деформи рованных полуфабрикатов, уменьшения внутрикристаллической ликвации в слит ках или отливках. Соответствующие опе рации термической обработки являются разновидностями отжига: отжиг (нагрев) для уменьшения напряжений, рекристаллизационный отжиг, диффузионный от жиг (гомогенизация). Состояние сплавов после теплового воздействия стано вится более равновесным. Нагрев для снятия остаточных напря жений. Многие технологические воздей Рис. 5.2. Расположение индуктора, закали ствия на обрабатываемые детали сопро ваемой цилиндрической детали и спрейера вождаются возникновением в них оста при закалке с нагревом ТВЧ: точных напряжений, которые уравнове I - деталь; 2 —индуктор; 3 —спрейер шиваются в объеме детали. Значительные остаточные напряжения В последнее время для термической обра возникают в отливках и полуфабрика ботки некоторых деталей применяют источ тах, неравномерно охлаждающихся по ники высококонцентрированной энергии сле проката или ковки, в холоднодефор(электронные и лазерные лучи). мированных полуфабрикатах или заго Использование импульсных электронных товках, в прутках в процессе правки, пучков и лазерных лучей для локального на в сварных соединениях, при закалке грева поверхности деталей позволяет вести поверхностную закалку рабочих кромок ин и т. п. Остаточные напряжения, возникшие струментов и сильно изнашивающихся обла в указанных случаях, чаще всего нежела стей корпусных деталей. Иногда тонкий по верхностный слой доводят до оплавления тельны. Они могут вызвать деформа и в результате быстрого охлаждения полу цию деталей при обработке резанием чают мелкозернистую или аморфную струк или в процессе эксплуатации, а сумми туру. руясь с напряжениями от внешних на При закалке с использованием источников грузок, привести к преждевременному высококонцентрированной энергии не тре буются охлаждающие среды, так как локаль разрушению или короблению конструк но нагретые поверхностные слои очень бы ции; увеличивая запас упругой энергии стро остывают в результате отвода теплоты (например, сварной конструкции), оста в холодную массу детали. В качестве источ точные напряжения повышают вероят ников энергии используют ускорители элект ность хрупкого разрушения. Во многих ронов и непрерывные газовые и импульсные сплавах они вызывают склонность лазеры. к растрескиванию в присутствии корро зионно-активной среды. По величине 5.3. Термическая обработка сплавов, не остаточные напряжения могут дости гать предела текучести. связанная с фазовыми Для уменьшения остаточных напря превращениями в твердом состоянии жений изделия нагревают. С повыше Термическую обработку проводят не нием температуры предел текучести по зависимо от того, происходят ли в спла нижается, поэтому остаточные напряже вах фазовые превращения в твердом со ния вызывают пластическую деформа стоянии или нет. Такую обработку цию и снижаются до уровня предела 84 Закономерности формирования структуры материалов текучести металла при температуре на Температуру отжига обычно выбирают на 100-200 °С выше температуры рекри грева. В стальных и чугунных деталях зна сталлизации (см. гл. 4). чительное снижение остаточных напря ^рекр. — а Т пп. жений происходит в процессе выдержки Рекристаллизационный отжиг может при температуре 450 °С; после выдерж ки при температуре 600 °С напряжения быть использован в качестве оконча понижаются до очень низких значений. тельной обработки полуфабрикатов. В некоторых металлах и твердых рас Время выдержки устанавливается от не скольких до десятков часов и зависит от творах рекристаллизация сопровождает ся образованием текстуры (преимуще массы изделия. ориентации кристаллов В сплавах на основе меди и алюми ственной ния существенное уменьшение оста в объеме детали), которая создает ани точных напряжений происходит при зотропию свойств. Это позволяет улуч меньших температурах нагрева. Напри шить те или иные свойства вдоль опре мер, в холоднодеформированных ла деленных направлений в деталях (маг тунных полуфабрикатах остаточные на нитные свойства в трансформаторной пряжения практически полностью сни стали и пермаллоях, модуль упругости маются в процессе отжига при в некоторых пружинных сплавах и 250-300°С. ДР-)В машино- и приборостроении широ По окончании выдержки при задан ной температуре изделия медленно ох кое применение находят металлы лаждают, чтобы предотвратить возник и сплавы-твердые растворы, не имею новение новых напряжений. Допустимая щие фазовых превращений в твердом скорость охлаждения зависит от массы состоянии (алюминий, медь, никель, изделия, его формы и теплопроводности ферритные и аустенитные стали, одно материала; она обычно лежит в пре фазные латуни и бронзы). В таких материалах единственной делах 20-200 °С/ч. Рекристаллизационный отжиг. Нагрев возможностью регулирования размера деформированных полуфабрикатов или зерен является сочетание холодной пла деталей выше температуры рекристал стической деформации с последующим лизации называют рекристаллиза- рекристаллизационным отжигом. ционным отжигом; в процессе выдерж Диффузионный отжиг (гомогенизация). ки происходит главным образом рекри В реальных условиях охлаждения рас сталлизация. Скорость охлаждения при плава кристаллизация твердых раство этой разновидности отжига не имеет ре ров чаще всего протекает неравновесно: шающего значения; обычно охлаждение диффузионные процессы, необходимые по окончании выдержки проводят на для выравнивания концентрации расту спокойном воздухе. Цель отжига-пони щих кристаллов по объему, отстают от жение прочности и восстановление пла процесса кристаллизации. В результате стичности деформированного металла, сохраняется неоднородность состава по получение определенной кристаллогра объему кристалла-внутрикристалличефической текстуры, создающей анизо ская ликвация: сердцевина кристаллов тропию свойств, и получение заданного обогащена тугоплавким компонентом сплава, а наружные части кристаллов размера зерна. Рекристаллизационный отжиг часто обогащены компонентом, понижающим используют в качестве межоперацион- температуру плавления. На примере системы с эвтектическим ной смягчающей обработки при холод ной прокатке, волочении и других опе превращением (рис. 5.3) схематично по рациях холодного деформирования. казано изменение средней концентрации Термическая обработка металлов и сплавов 85 Рис. 5.3. Д иаграм ма состояния компонентов с ограниченной растворимостью в твердом состоянии и с эвтектическим превращением ( -------------изменение средней концентрации кристаллов твердого раствора в условиях неравновесной кристаллизации) твердого раствора сплава / в интервале температур кристаллизации при откло нении от равновесия. Кристаллы твер дого раствора содержат меньше леги рующего компонента В по сравнению с равновесной концентрацией. Если температура конца кристаллиза ции сплава из-за уменьшения содержа ния компонента В в твердом растворе станет ниже эвтектической, как это по казано на рис. 5.3 для сплава 1 (t2 < гэ), то оставшийся к моменту достижения эвтектической температуры жидкий рас твор затвердевает по эвтектической ре акции, и в структуре сплава появляется эвтектическая составляющая. Внутрикристаллическая ликвация, особенно в случае появления в структу ре эвтектической составляющей, затруд няет последующую обработку давле нием, так как снижается пластичность сплавов. Диффузионным отжигом называют длительную выдержку сплавов при вы соких температурах, в результате кото рой уменьшается ликвационная неодно родность твердого раствора. При высо кой температуре протекают диффу зионные процессы, не успевшие завер шиться при первичной кристаллиза ции. Диффузионному отжигу подвергают слитки легированных сталей и слитки многих алюминиевых сплавов, а в неко торых случаях и отливки. В стальных слитках в результате диф фузионного отжига достигается более равномерное распределение фосфора, углерода и легирующих элементов в объеме зерен твердого раствора. Если температура отжига достаточно высока, отжиг приводит к более благоприятно му распределению сульфидов. Диффу зионный отжиг стальных слитков ведут при температуре 1100-1300 °С с выдерж кой 20-50 ч. В слитках алюминиевых сплавов лик вация особенно нежелательна. В резуль тате ликвации оси дендритов содержат меньше легирующих элементов, чем межосные пространства и границы зе рен, поэтому при охлаждении слитков вторичные кристаллы выделяются главным образом между осями дендри тов и по границам зерен, часто в очень неблагоприятной форме (по границам зерен в виде сплошных хрупких оболо чек). Диффузионный отжиг слитков алю миниевых сплавов проводят при темпе ратуре 420-520 °С с выдержкой 2030 ч для устранения ликвации. 5.4. Термическая обработка сплавов с переменной растворимостью компонентов в твердом состоянии Переменная растворимость компонен тов в твердом состоянии дает возмож ность значительно упрочнять сплавы путем термической обработки. Это при вело к широкому использованию спла вов этого типа —стареющих сплавов —в качестве конструкционных материалов повышенной и высокой прочности; при меняют стареющие сплавы на алюми ниевой, медной, железной, никелевой, кобальтовой, титановой и других осно вах. Рассмотрим принцип упрочняющей термической обработки стареющих сплавов на примере системы с промежу точным соединением (рис. 5.4, а). 86 Закономерности формирования структуры материалов б) Рис. 5.4. Диаграмма состояния компонентов с переменной растворимостью в твердом состоянии: а —диаграмма равновесия; б — количество первич ных (/) и вторичных (2) кристаллов Ат В„ в спла вах разного состава при температуре 20 —25 °С (высота прямоугольника пропорциональна массе всего сплава) К термически упрочняемым относятся сплавы составов от точки а д о проме жуточного соединения Ат Вп, в которых при охлаждении из твердого раствора а выделяются вторичные кристаллы АШВЛ. При этом степень упрочнения тем выше, чем больше масса вторичных кристаллов в равновесном сплаве (рис. 5.4,6). Рассмотрим для примера сплав I со става точки с, который в равновесном состоянии имеет двухфазную структуру, состоящ ую из кристаллов твердого рас твора а концентрации точки а и относи тельно крупных вторичных кристаллов Ат В„. Сопротивление движению дисло каций возрастает по мере уменьшения расстояний между частицами упрочняю щей фазы, т. е. сплав / станет прочнее, когда вместо немногочисленных крупных включений образуется больш ое количество мелких. Наибольшее препят ствие для движения дислокаций соз даю т включения, отстоящие друг от друга на 25-50 межатомных расстояний. В большинстве стареющих сплавов же лательная дисперсная структура обра зуется в результате термической обр а ботки, состоящей из двух о п ер а ц и й -за калки и старения1. При закалке сплавы нагревают д о температур, обеспечивающих распад вторичных кристаллов. Для рассматри ваемого сплава I такой будет температу ра, несколько превышающая t' (см. рис. 5.4, а). Быстрым охлаждением с тем пературы закалки полностью подавляют процесс выделения вторичных кристал лов и в результате получают одн о фазный сплав-пересыщ енный компо нентом В твердый раствор. Пересыще ние твердого раствора относительно мало сказывается на повышении твер дости и прочности, незначительно изме няется и пластичность сплавов. Пересыщенный твердый раствор представляет собой неравновесную структуру с повышенным уровнем сво бодной энергии. П оэтому, как только подвижность атомов окажется доста точно большой, твердый раствор будет распадаться-начнется процесс старения. Старение, происходящее при повы шенных температурах, называют искус ственным. В сплавах на основе низко плавких металлов старение может про исходить при температуре 20-25 °С в процессе выдержки после закалки; та кое старение называют естественным. При старении уменьшается концен трация пересыщающего компонента в твердом растворе; этот компонент расходуется на образование выделений. Тип выделений (кристаллическая структура), их размер и характер сопря женности с решеткой твердого раствора 1 Лишь в немногих сплавах, например в неко торых магнитотвердых, оптимальная структура формируется в процессе охлаждения с темпера туры закалки с определенной контролируемой ско ростью. Эта скорость подбирается таким образом, чтобы выделение частиц второй фазы произошло при значительном переохлаждении, обеспечиваю щем малый критический размер зародыша. Термическая обработка металлов и сплавов 87 зависят как от вида сплава, так и от ус ловий старения, т. е. от температуры и времени выдержки. В большинстве сплавов при старении получаются выделения нескольких ти пов. При любой перегруппировке атомов в твердом растворе, в том числе и при зарождении выделений, необходимо преодолеть определенный энергетиче ский барьер. Величину этого барьера на зывают энергией активации. Энергия активации зарождения и ро ста выделений зависит от того, насколь ко отличается пространственная решет ка выделений от пространственной ре шетки основного твердого раствора. При малом различии решеток энергия активации будет небольшой, а при большом - энергия активации возра стает. С увеличением температуры уве личивается кинетическая энергия ато мов, и поэтому повышается вероятность преодоления более высокого энергетиче ского барьера. Уменьшение свободной энергии при распаде пересыщенного твердого рас твора будет наибольшим при выделе нии равновесных кристаллов AmBn, од нако зарождение таких кристаллов, имеющих, как правило, сложную про странственную решетку, возможно только при достаточно высоких темпе ратурах. При невысоких температурах старения зарождаются неравновесные выделения с более простой кристалличе ской структурой. В общем случае при распаде пересы щенных твердых растворов могут воз никать образования следующих типов (они перечисляются в порядке возраста ния энергии активации зарождения): 1) зоны Гинье-Престона; 2) кри сталлы метастабильной фазы; 3) кри сталлы стабильной фазы. Зоны Гинье - Престона1 (зоны ГП) представляют собой весьма малые (субми кроскопические) объемы твердого раствора с резко повышенной концен трацией растворенного компонента, со храняющие решетку растворителя. Ско пление растворенных атомов вызывает местное изменение периода решетки твердого раствора. При значительной разнице в размерах атомов А и В, как это, например, наблюдается в сплавах AJ-Cu, зоны ГП имеют форму дисков, толщина которых (учитывая искажения решетки) составляет несколько межа томных расстояний (рис. 5.5, а), диаметр 10-50 нм. Диски закономерно ориенти рованы относительно пространственной решетки растворителя. При небольшом различии в атомных диаметрах компо нентов, как, например, в сплавах Al-Zn, 1 Названы по имени исследователей, впервые их обнаруживших в люралюминах. « О О О О О О О О О I I O O O O O O O Q O ' > 0 0 0 0 0 0 , 0 0 0 0 0 0 о• 0 0 0 ' ООО' о ОО с I о О О О О < О о 'о 0 0 0 0 0 0 4 0 0 О О О О О О 04 О О О О О О О О О ’ 0000000001 а) б) Рис. 5.5. Типы выделений из пересыщенного твердого раствора: а —зона Гинье —Престона; / —атомы растворителя; 2 —растворенные атомы; Л - кристаллы метаста бильной фазы (когерентное вылеление); в —кристаллы стабильной фазы (некогерентное выделение) 88 Закономерности формирования структуры материалов обогащенные зоны имеют форму сфер *. Многочисленные зоны ГП затруд няют движение дислокаций-для про хождения дислокации через зону и окру жающую ее область с искаженной ре шеткой требуется приложить более вы сокое напряжение. Метастабильные фазы имеют иную пространственную решетку, чем твер дый раствор, однако существует сход ство в расположении атомов в опреде ленных атомных плоскостях той или другой решетки 2, что вызывает образо вание когерентной (или полукогерентной) границы раздела. Когерентная гра ница при некотором различии кристал лической структуры приводит к появле нию переходной зоны с искаженной решеткой (рис. 5.5,6). Для метастабильных фаз характерна высокая дис персность, что значительно повышает сопротивление движению дислокаций. Стабильная фаза АтВ„ имеет слож ную пространственную решетку с пони женным числом элементов симметрии и с большим числом атомов в элемен тарной ячейке. Вторичные кристаллы со стабильной структурой в большинстве сплавов вы деляются в виде достаточно крупных частиц. Значительное различие кристал лической структуры твердого раствора 1 Атомный радиус А1 равен 0,143 нм, атомный радиус Си 0,128 нм, атомный радиус Zn-0,138 нм. 2 Сходство в расположении атомов в опреде ленных плоскостях и направлениях называют структурным и размерным соответствием. и стабильных кристаллов приводит к образованию некогерентной границы раздела (рис. 5.5, в) и, сооответственно, к минимальным искажениям решетки твердого раствора вблизи границы. Упрочнение сплава при образовании стабильных кристаллов АтВв оказывает ся меньшим, чем при образовании зон ГП и метастабильных когерентных кри сталлов. Кривые старения (рис. 5.6) принято строить в координатах твердость (проч ность)-длительность старения (при по стоянной температуре). Условно при мем, что максимальное упрочнение сплава I (см. рис. 5.4) достигается при выделении зон ГП. Температура г0 выбрана настолько невысокой, что распада пересыщенного твердого раствора не происходит и, со ответственно, не наблюдается измене ния твердости (прочности) закаленного сплава. Старение при температуре t l вызы вает повышение прочности вследствие образования зон ГП; если данная тем пература недостаточна для того, чтобы активировать зарождение метастабиль ных кристаллов, то твердость (прочность) достигнет максимального значения и в дальнейшем не будет изменяться сколь угодно длительное время (рис. 5.6, сплошная линия). Если темпе ратура щ достаточна для зарождения метастабильных кристаллов, то твер дость после достижения максимального значения начнет понижаться, сплав бу дет «перестариваться» (рис. 5.6, штрихо- Рис. 5.6. Изменение твер дости при старении спла ва / (см. рис. 5.4). Схема: 1 —образование зон ГП; 2 —образование метастабильной фазы; 3 — образова ние стабильной фазы Ат В„ Термическая обработка металлов и сплавов 89 вая линия). Сначала твердость будет снижаться вследствие замены зон ГП метастабильными кристаллами, а при увеличении времени старения - вслед ствие превращения этих кристаллов в стабильные кристаллы АтВ„. Если вре мя выдержки достаточно велико, проис ходит коагуляция стабильных кристал лов. Коагуляцией называют рост кри сталлов той фазы, которая распределена в виде включений в основе сплава. Рост кристаллов второй фазы происходит пу тем распада наиболее мелких и потому неустойчивых частиц и последующей диффузии растворенного компонента к более устойчивым частицам. Коагуля ция приближает структуру сплава к рав новесной. Старение при температуре г2 на чинается с выделения метастабильных кристаллов, появление которых не при водит к получению такой высокой проч ности, как при выделении зон ГП (со гласно условию). Так как температура старения более высокая, чем в предыду щем случае, максимум на кривой старе ния достигается быстрее; с большей скоростью протекает и перестаривание-образование кристаллов АтВ„ и их коагуляция. Старение при температуре (3 не вызы вает значительного упрочнения сплава, так как выделяющиеся при этой темпе ратуре стабильные кристаллы АтВ„ имеют относительно крупные размеры и коагулируют быстрее, чем при темпе ратуре t2. Степень упрочнения при старении мо жет быть очень высокой. Так, твердость и временное сопротивление дюралюминов при оптимальных условиях старе ния увеличиваются в 2 раза, в бериллиевых бронзах-в 3 раза. Термическую обработку, приводящую к получению стабильной структуры (стабильные кристаллы АтВ„ после коа гуляции), называют стабилизацие{1 ; тер мин подчеркивает получение более устойчивой структуры при возможном нагреве сплава в условиях эксплуатации. S.S. Термическая обработка сталей с эвтектондным превращением Эвтектоидное превращение в равно весных условиях происходит в большин стве сталей, в двухфазных алюминиевых бронзах, во многих сплавах на основе титана. Принципы, лежащие в основе термической обработки для всех спла вов этой группы, одни и те же, однако компоненты сплавов вносят ряд особен ностей в развитие фазовых превраще ний. Поэтому принято раздельно изучать превращения в сплавах с разной метал лической основой. Выделим основные фазовые превра щения, влияющие на структуру и свой ства сталей: а) превращения при нагреве до аустенитного состояния -фазовая перекри сталлизация; б) превращения аустенита при различных степенях переохлажде ния; в) превращения при нагреве зака ленных сталей. Превращения в сталях при нагреве до аустенитного состояния. В зависимости от условий нагрева можно получить зерно аустенита различного размера. От размера зерна аустенита в большой ме ре зависят свойства продуктов превра щения. Продукты превращения мелкозерни стого аустенита, как равновесные, так и метастабильные, имеют более высо кие пластичность и вязкость и меньшую чувствительность к концентраторам на пряжений, чем соответствующие про дукты превращения крупнозернистого аустенита. Зарождение кристаллов при распаде аустенита происходит преимущественно на границах зерен, поэтому чем мельче зерно аустенита, тем больше возникает зародышей и тем мельче будут вновь образующиеся зерна. Рассмотрим превращения, происходя щие при нагреве в сталях с исходной равновесной структурой: феррит и пер лит в доэвтектоидных сталях, перлит в эвтектоидной стали, перлит с вто 90 Закономерности формирования структуры материалов ричным цементитом в заэвтектоидных сталях. При промышленных скоростях нагре ва при отжиге или закалке перлит вплоть до температуры Act сохраняет пластинчатое строение. При достижении температуры Ас 1 в сталях начинается превращение перли та в аустенит. Кристаллы аустенита за рождаются преимущественно на межфазных поверхностях раздела феррита с цементитом (рис. 5.7). Превращение состоит из двух параллельно идущих процессов: полиморфного а -» -* у-перехода и растворения в Fey кри сталлов цементита. Полиморфное пре вращение идет с более высокой ско ростью, поэтому по завершении превра щения аустенит сохраняет неоднород ность по углероду, для устранения которой требуется определенное время. Поскольку в каждой перлитной коло нии зарождается несколько центров кристаллизации аустенита (см. схему на рис. 5.7), превращение при температуре Ас! сопровождается измельчением зер на стали. Эта очень важная особенность фазовой перекристаллизации широко используется в практике термической обработки стали - отжиге, закалке и других, видах обработки, связанных с нагревом стали до аустенитного со стояния. Число зарождающихся при темпера туре Асх кристаллов аустенита возра стает с увеличением дисперсности пер лита и скорости нагрева. При высоко скоростном нагреве, например, при на греве ТВЧ, можно получить чрезвычай но мелкие зерна аустенита. В стали эвтектоидного состава пере кристаллизация заканчивается после за вершения превращения перлита в аусте нит. В до- и заэвтектоидных сталях после перехода перлита в аустенит в структуре сохраняются избыточные структурные составляющие-феррит и цементит соответственно. В доэвтектоидных сталях при нагреве от Act до Ас3 происходит превращение избыточного феррита в аустенит, а в заэвтектоидных сталях при нагреве от Act до Асст- растворение продуктов распада избыточного цементита в аусте ните. Оба процесса сопровождаются диффузией углерода, приводящей к вы равниванию концентрации и небольшо му укрупнению зерен аустенита. Повышение температуры стали в однофазной аустенитной области при водит к дальнейшему росту зерен аусте нита-происходит процесс собиратель ной рекристаллизации. Скорость роста аустенитных зерен при перегреве выше температур Ас3 и Асст неодинакова у разных сталей; она в большой мере зависит от способа рас кисления стали и от наличия некоторых легирующих элементов. В зависимости от скорости роста аустенитных зерен различают стали при родно-крупнозернистые и природно мелкозернистые. Природно-крупнозернистыми назы- Рис. 5.7. Схема зарождения и роста кристаллов при температуре A ci Термическая обработка металлов и сплавов 91 вают стали, в которых по мере превы шения температуры выше Ас3 или Асст кристаллы аустенита быстро укруп няются; таковы стали, раскислявшиеся в процессе выплавки ферросилицием и ферромарганцем. Природно-мелкозернистыми назы вают стали, в которых при нагреве до 1000-1100 °С кристаллы аустенита рас тут с малой скоростью; к таковым от носятся стали, дополнительно раскис лявшиеся алюминием, а также легиро ванные стали, содержащие карбидооб разующие элементы, особенно титан и ванадий. Предполагают, что тормозя щее влияние на рост зерен оказывают частицы нитрида алюминия, которые, располагаясь по границам зерен, меха нически препятствуют собирательной рекристаллизации; при температуре, большей 1000-1100 °С, нитрид алюми ния распадается, и препятствия для ро ста исчезают. Подобный механизм действия при писывается также карбидам титана и ванадия. Из карбидообразующих эле ментов лишь марганец не только не уменьшает, а даже несколько увеличи вает скорость роста аустенитного зерна. Природную зернистость сталей оце нивают номерами (баллами) специально разработанной шкалы зернистости (ГОСТ 5639-82). Стали, имеющие грубую крупнозер нистую структуру вследствие высоко температурных нагревов, называют перегретыми; перегрев исправляется по вторной аустенизацией с нагревом до более низкой температуры. От степени переохлаждения аустенита зависят механизм и кинетика превраще ния и, соответственно, структура и свой ства продуктов превращения. В технологических процессах термиче ской обработки распад аустенита проис ходит в условиях непрерывного охла ждения и иногда изотермически (при постоянной температуре). Процессы распада переохлажденного аустенита подразделяют на два типа. 1. Диффузионные-перлитное и про межуточное (бейнитное). 2. Бездиффузионное - мартенситное. Кинетику диффузионных превраще ний удобнее изучать в изотермических условиях. Перлитное превращение аустенита. Влияние степени переохлаждения на устойчивость аустенита и скорость пре вращения представляют графически в виде диаграмм. Эти диаграммы строят в координатах температура пре вращения-время; обычно время от кладывают на логарифмической шкале (рис. 5.8). Диаграммы строят на основе экспери ментальных данных. Образцы сталей, нагретые до аустенитного состояния, быстро переносят в ванну с жидкой сре дой, имеющей температуру ниже равно- Превращения аустенита при различных степенях переохлаждения. Выше рассма тривались фазовые превращения, проис ходящие в стали при медленном охла ждении из аустенитного состояния (см. п. 3.3). Увеличивая скорость охлаждения ста ли или вводя в сталь легирующие эле менты, можно значительно повысить степень переохлаждения аустенита, т. е. понизить температуру его превращения. Ряс. 5.8. Диаграмма изотермического пре вращения переохлажденного аустенита эвтсктоилной стали (схема): / —перлитное превращение, // —промежуточное превращение: / / / —мартенситное превращение; П —перлит; С —сорбит; Г - троостит; Б - бейнит 92 Закономерности формирования структуры материалов Рис. 5.9. Кинетические кривые изотермического распада переохлажденно го аустенита эвтектоидной стали: а —перлитное превращение; 6 —промежуточное превра щение (Г= const) весной температуры превращения, и вы держивают до завершения превращения. При этом фиксируют изменение какоголибо свойства, чтобы определить время начала и конца превращения. При тем пературах, меньших точки Кюри, следят за изменением магнитных свойств ста ли, так как они наиболее резко изме няются: аустенит парамагнитен, а про дукты превращения аустенита ферро магнитны. Основные закономерности перлитно го превращения рассмотрим на примере эвтектоидной стали. Изотермический распад аустенита эвтектоидной стали происходит в интервале температур от Аг^ (720°С) до Мн (250°С), где М „ -тем пература начала мартенситного превра щения. Мартенситное превращение в эв тектоидной стали при постоянной тем пературе ниже точки Мн не происхо дит. На диаграмме (см. рис. 5.8) нанесены две линии, имеющие форму буквы «С»-С-образные кривые. Линия 1 указывает время начала превращения, линия 2 -время конца превращения переохлажденного аустенита. В области диаграммы, расположенной, левее линии 1, существует переохлажденный аусте нит; между линиями 1 и 2 находится область, в которой происходит превра щение; правее линии 2 находится область, в которой существуют про дукты превращения аустенита. Устойчи вость аустенита зависит от степени переохлаждения. Наименьшей устойчи востью аустенит обладает при темпера турах, близких к 550 °С. Для эвтектоид- нои стали время устойчивости аустени та при температуре 550-560 °С соста вляет около 1 с. При повышении или понижении температуры относительно 550 °С устойчивость аустенита возра стает. Так, время устойчивости аустени та при 700 °С составляет около 10 с, а при 300 °С-около 60 с. Превращение аустенита при темпера турах в интервале A rt — 550 °С назы вают перлитным, а превращение при температурах в интервале 550 °С — Мн —промежуточным. В интервале температур перлитного превращения в результате распада аустенита образуются пластинчатые структуры перлитного типа, т. е. струк туры, образованные из кристаллов фер рита и цементита. Перлитное превраще ние (рис. 5.9, а) вначале протекает мед ленно, затем скорость его увеличивается до постоянной величины; в конце пре вращения скорость постепенно убыва ет. Строение перлитной структуры зави сит от температуры превращения. С увеличением степени переохлаждения, в соответствии с общими законами кри сталлизации (см. гл. 2), уменьшается размер образующихся кристаллов, т. е. возрастает дисперсность ферритно-цементитной смеси. Дисперсность перлитных структур принято оценивать межпластиночным расстоянием, за которое принимают среднюю суммарную толщину соседних пластинок феррита (Ф) и цементита Щ) (рис. 5.10). Если превращение происходит при Термическая обработка металлов и сплавов 93 Рис. 5.10. Схема роста перлитных колоний температурах более высоких, чем 650-670 °С, образуется сравнительно грубая смесь кристаллов феррита и це ментита с межпластиночным расстоя нием 5-10“7 —7-10“7 м; такую смесь называют собственно перлитом (П). Превращение при температуре 640 —590 °С дает межпластиночное рас стояние 3 -10"7 —4-1077 м; такую пер литную структуру называют сорбитом (С). При температуре превращения 580 —550 °С межпластиночное расстоя ние уменьшается до 1 • 10“7 —2 -10"7 м; такую структуру называют трооститом (Т). Указанное деление перлитных структур условно, так как дисперсность смесей монотонно увеличивается с по нижением температуры превращения. Центры кристаллизации перлитных колоний возникают преимущественно на границах зерен аустенита; при этом перлитные колонии растут во все сто роны (см. рис. 5.10). При перлитном превращении поли морфный переход у-»а сопровождается перераспределением углерода. Для образования цементита, содержащего 6,69% С, необходимо перемещение ато мов углерода на расстояния, значитель но большие межатомных расстояний, так как среднее содержание углерода в твердом растворе до превращения го раздо меньше, чем в цементите. Несмотря на то, что подвижность атомов железа и углерода с понижением температуры от точки Агу уменьшается, скорость перлитного превращения воз растает вплоть до температуры 550 °С. Это объясняется тем, что с увеличением степени переохлаждения быстро увели чивается число центров кристаллизации и, соответственно, уменьшаются расстоя ния, на которые должны переместиться атомы в процессе превращения. С увеличением дисперсности структур перлитного типа возрастают прочность и твердость стали; лучшую пластич ность и вязкость имеет структура сор бита. Мартенситное превращение аустени та. На схеме диаграммы изотермиче ского превращения (см. рис. 5.8) условно показана область мартенситного пре вращения (ниже Мн). Условно потому, что не только в эвтектоидной, но и в подавляющем большинстве сталей мартенситное превращение в изотерми ческих условиях не развивается1. Мартенситное превращение интенсив но протекает при непрерывном охла ждении в интервале температур от Мн до Мк(рис. 5.11). Малейшая изотермиче ская выдержка в этом интервале темпе ратур приводит к стабилизации аустени та, т. е. превращение не доходит до 1 Так, в стали с содержанием 0,06% С, 23,4% Ni и 3,3% Мп изотермическое мартенситное превра щение ускоряется с уменьшением температуры от —50 до —120 “С и замедляется при дальнейшем понижении температуры. Рис. 5.11. Кинетическая кривая мартенсит ного превращения при непрерывном охлаж дении 94 Закономерности формирования структуры материалов конца, и кроме мартенсита в структуре наблюдается так называемый оста точный аустенит. Аустенит может оста ваться в структуре также тогда, когда в углеродистой стали содержится боль ше 0,6 % С и охлаждение ведут только до 0°С (рис. 5.12). На рисунке линии на чала и конца мартенситного превраще ния условно нанесены на «стальной уча сток» диаграммы железо-цементит, а штриховая линия представляет собой геометрическое место точек Т0 — температур термодинамического равно весия двух фаз аустенита и мартенсита для сталей с различным содержанием Т е м п е р а т ур а Рис. 5.13. Зависимость свободных энергий аустенита и мартенсита от температуры щается только в мартенсит при темпе ратуре М н и ниже1 (рис. 5.14). Термоки нетические диаграммы имеют огромное значение для технологии термической обработки; они принципиально отли чаются от диаграмм изотермического превращения аустенита тем, что строят ся при условии непрерывного охлажде ния образцов соответствующих сталей. Термокинетическая диаграмма - важная 1 Установлено, что практически температуры М и М не зависят от скорости охлаждения, н к г _ и только при скоростях охлаждения более 10000°С/с они начинают повышаться. Рис. 5.12. Зависимость температуры термо динамического равновесия аустенита и мар тенсита и температур М„ и Мх от содер жания углерода в стали углерода (рис. 5.13). Для получения мартенситной структуры аустенит углеро дистых сталей необходимо очень бы стро и непрерывно охлаждать, применяя для этого холодную (лучше соленую) воду. Быстрое охлаждение необходимо для того, чтобы подавить возможные диффузионные процессы и образование перлитных и бейнитных структур. Экспериментально построенные для всех сталей термокинетические диа граммы позволяют определить мини мальную скорость охлаждения, называе мую критической скоростью закал ки — vKp, при которой аустенит превра Рис. 5.14. Термокинетическая диаграмма для стали 45: По —поверхность; Це — центр Термическая обработка металлов и сплавов 95 Рис. 5.15. Микроструктура мартенсита стали 4S после закалки от оптимальной темпера туры 850 °С, х 500 характеристика, позволяющая пред сказывать вид фазового превращения и возможную структуру стали в зависи мости от скорости ее охлаждения. Итак, при охлаждении стали со ско ростью, большей икр, будет образовы ваться мартенсит1- неравновесная фа за-пересыщенный твердый раствор вне дрения углерода в Fe, (рис. 5.15). Кри сталлы мартенсита, имея пластинчатую форму, растут с огромной скоростью, равной скорости звука в стали ( ~ 5000 м/с). Росту кристаллов мартенсита пре пятствует граница зерна аустенита или ранее образовавшаяся пластина мартен сита (рис. 5.16). Акад. Г. В. Курдюмов дал классиче ское определение мартенситному превра щению : «Мартенситное превращение состоит в закономерной перестройке ре шетки, при которой атомы не обмени ваются местами, а лишь смещаются на расстояния, не превышающие межатом ные». При этом перестройка решетки происходит по тем кристаллографиче ским плоскостям исходной модифика ции, которые по строению одинаковы, а по параметрам близки к опреде ленным плоскостям кристаллической решетки образующей фазы, т. е. выпол няется принцип структурного и размер ного соответствия (рис. 5.17). Для мартенситного превращения характерно, что растущие кристаллы мартенсита ко герентно связаны с кристаллами исход ной фазы. Два кристалла считаются ко герентными, если они соприкасаются по такой поверхности раздела, которая является общей для их кристаллических решеток. При нарушении когерентности решеток интенсивный упорядоченный переход атомов из аустенита в мартен сит становится невозможным, и рост кристалла мартенсита прекращается. В процессе мартенситного у -» -> a-превращения углерод остается 1 Структура так названа в честь немецкого ученого А. Мартенса (1850^1914 гг.). OJSiHM 0.253НМ Рис. 5.16. Схема образования мартенситных Рис. 5.17. Совмещение кристаллографиче ских плоскостей (111) рву (110) Fe,,,: / —атом в плоскости (111) Fey; 2 — атом в плос пластин в одном аустенитном зерне кости (110) Feg 96 Закономерности формирования структуры материалов Рис. 5.18. Т етрагональная ячейка простран ственной решетки мартен сита в твердом растворе, искажая кристалли ческую решетку Fee, так как раствори мость его в Fe„ значительно меньше, чем в Fey. Мартенсит имеет тетраго нальную пространственную решетку (рис. 5.18). На рисунке крестиками пока заны возможные места расположения атома углерода. Чем больше углерода было в аустените, тем большее число элементарных ячеек мартенсита будет содержать атом углерода и тем боль шими окажутся средние искажения про странственной решетки. Свойства мартенсита сталей завися? от количества растворенного в нем углерода. На рис. 5.19 показано влияние углерода на твердость мартенсита. По аналогичной кривой изменяется и вре менное сопротивление сталей. Мартен сит имеет очень высокую твердость, равную или превышающую HRC 60, при содержании углерода, большем 0,4%. С увеличением содержания угле рода возрастает хрупкость мартенсита. Мартенситное превращение в сталях со провождается заметным увеличением объема (рис. 5.19,6). Весьма сильно из ш S0 50 40 30 20 V o x Ц* 46 48 «) "45 47 49С,% SJ Рис. 5.19. Изменение твердости (а) и удель ного объема (б) мартенсита сталей с различ ным содержанием углерода меняются и другие физические свойства стали. Небольшое количество остаточного аустенита (1-3%) после мартенситного превращения сохраняется в сталях, тем пература Мк которых выше 20-25 °С. За трудненность распада последних порций аустенита связывают с появлением зна чительных сжимающих напряжений, возникающих вследствие увеличения объема при переходе ГЦК решетки в ОЦК решетку. На температуры Мн и Мк, помимо со держания углерода, существенно влияют растворенные в аустените леги рующие элементы,. Подавляющее боль шинство легирующих элементов пони жают температуры Мн и Mt, поэтому в закаленных легированных сталях даже при небольшом содержании углерода после охлаждения до температуры 20-25 °С может сохраниться значитель ное количество остаточного аустенита. Промежуточное (бейнитное) превра щение аустенита. В интервале темпе ратур промежуточного превращения аустенит распадается с образованием структур, называемых бейнитом (Б). Бейнит представляет собой двухфазную смесь кристаллов феррита и цементи та. Основная особенность промежуточ ного превращения состоит в том, что полиморфный переход происходит по мартенситному механизму. Предполагают, что превращение в данном участке объема начинается с перераспределения углерода, в резуль тате которого одни зоны зерен аустени та обедняются, а другие обогащаются углеродом. С уменьшением количества растворенного углерода повышается температура мартенситного превраще ния, поэтому мартенситное превраще ние происходит в первую очередь в обедненных углеродом зонах у-твердого раствора. В зонах твердого раство ра, обогащенных углеродом, происхо дит карбидообразование - выделение очень мелких (в виде коротких палочек) кристаллов цементита, по мере обедне Термическая обработка металлов и сплавов 97 ния аустенита углеродом развивается ции подвергают высокотемпературному мартенситное превращение; у-твердый отпуску. раствор к моменту полиморфного пре Отжиг и нормализация могут быть вращения не полностью освобождается промежуточными видами термической от растворенного углерода, поэтому обработки, если детали или инстру кристаллы Fe,, имеющие форму очень менты после обработки резанием тер тонких пластин, несколько пересыщены мически упрочняются, а в некоторых случаях эти виды обработки опреде углеродом. Бейнит, образовавшийся при темпера ляют и эксплуатационные свойства ме туре 400-550°С, называют верхним; он талла, если к специальному термическо имеет перистое строение. Бейнит, обра му упрочнению не прибегают. Термическое упрочнение состоит из зовавшийся при более низких темпера турах, называют нижним; он имеет пла закалки и последующего отпуска. Отжиг сталей. Существует несколько стинчатое строение. разновидностей отжига, из них для кон Скорость промежуточного превраще ния обычно изменяется так же, как ско струкционных сталей наибольшее при находит перекристаллизарость перлитного превращения (см. рис. менение 5.9, я). В некоторых легированных ста ционный отжиг, а для инструмен сталей - сфероидизирующий лях кинетика превращения иная (см. рис. тальных 5.9,6): по окончании инкубационного пе отжиг. Перекристаллизационный отжиг кон риода распад аустенита начинается с максимальной скоростью, а затем его струкционных сталей. Конструкцион скорость убывает. Характерно, что про ные стали чаще всего содержат углерод межуточное превращение не доходит до в количестве до 0,7%, т. е. являются доконца, часть аустенита остается непре- эвтектоидными сталями. Перекристаллизационный отжиг про вращенной. Степень превращения убы вает с повышением температуры. Не- водят для снижения твердости, повыше превращенный аустенит при охлажде ния пластичности и получения однород нии либо сохраняется, либо превращает ной мелкозернистой структуры. Одно ся в мартенсит, что зависит, от состава временно при отжиге полностью сни маются остаточные напряжения. стали. Полуфабрикаты из конструкционных Верхний бейнит имеет неблагоприят ное сочетание механических свойств: по сталей после литья или горячего дефор ниженная прочность из-за сохранения мирования из-за ускоренного охлажде нераспавшегося аустенита сочетается ния с высоких температур могут иметь с весьма невысокими пластичностью повышенную твердость, что затруднит и вязкостью. Высокой прочностью их обработку резанием и приведет к по и одновременно достаточно высокими нижению пластичности. Кроме того, от пластичностью и вязкостью обладает ливки и горячедеформированная сталь нижний бейнит, а именно бейнит, полу часто приобретают структурные де ченный при температуре на 50-100 °С фекты, ухудшающие свойства. Характерный структурный дефект выше мартенситной точки М„. стальных отливок - крупнозернистость. При ускоренном охлаждении крупно 5.6. Основные виды термической зернистого аустенита создаются усло обработки стали вия для образования видманштеттовой Горячекатаные полуфабрикаты, по структуры1. При ее образовании выковки, штамповые заготовки и стальные 1 Названа в честь первого исследователя подоб отливки отжигают или нормализуют: ной структуры железного метеорита Алоиса фон легированные стали после нормализа- Вилмаиштетта (1808 г.У. 4 Под ред. Б. Н. Арзамасова 98 Закономерности формирования структуры материалов гЗфсйЯ ш В Ш Ш Ш И и Л а) полняется принцип размерного и струк турного соответствия, в результате чего кристаллы доэвтектоидного феррита ориентированно прорастают относи тельно кристаллической решетки аусте нита и имеют форму пластин. Типичная структура литой стали и видманштеттовая структура горячедеформированной стали показаны на рис. 5.20. Размер зерна аустенита, образующе гося после обработки давлением, как показывает опыт, определяется темпера турой окончания обработки: если тем пература окончания обработки давле нием намного превышает Ас3, то обра зуется крупнозернистый аустенит и по сле охлаждения - грубая структура про дуктов распада. Если температура кон ца обработки давлением лежит в межкристаллическом интервале температур, между А х и А 3, возникает другой струк турный дефект-строчечность в распо ложении структурных составляющих — феррита и перлита, что обусловливает значительную анизотропию свойств. Строчечная структура стали значи тельно чаще возникает из-за загрязне ния стали неметаллическими включе ниями, обычно сульфидами, а также в результате ликвации фосфора. При обработке давлением включения вытягиваются. Феррит, зарождаясь на вытянутых включениях, образует вытя нутые скопления. Строчечность струк туры, вызванная неметаллическими включениями, не исправляется отжигом. Горячекатаная сталь со строчечной Рис. 5.20. Микрострукту ра отливки цз конструкционнной углеродистой стали (а), х 200 и вид манштеттовая структура горячедеформированной углеродистой стали (б), х 250 б) структурой (рис. 5.21) имеет худшие ме ханические свойства (прочность, пла стичность и вязкость) в поперечном и высотном направлениях по сравнению с основным направлением деформации. Для полной перекристаллизации структуры конструкционные стали на гревают до температуры, превышающей температуру Ас3 на 30—50 °С. При более высоком нагреве произойдет укрупнение аустенитных зерен. После сквозного прогрева изделия следует медленно ох лаждать, чтобы обеспечить в результате распада аустенита равновесную ферритно-перлитную структуру и, соответ ственно, низкую твердость и высокую пластичность. Скорость охлаждения при отжиге вы бирают в зависимости от степени леги- Рис. 5.21. Строчечная структура конструк ционной углеродистой стали (сернистые включения —центры кристаллизации доэв тектоидного феррита), х 250 Термическая обработка металлов и сплавов 99 рованности стали. Углеродистые стали получаются достаточно мягкими при скорости охлаждения 100-200 °С/ч. Ле гированные стали с более высокой устойчивостью переохлажденного аусте нита нужно охлаждать медленнее, со скоростью 20-70 °С/ч. Высоколегиро ванные стали экономичнее подвергать изотермическому отжигу, т. е. дать вы держку при температуре немного мень шей А гх, чтобы получить продукты рас пада аустенита с низкой твердостью. Охлаждение при отжиге чаще всего проводят вместе с печью. Сфероидизирующий отжиг инстру ментальных сталей (сфероидизация). Инструментальные стали для режущего, измерительного инструмента и для ин струмента, деформирующего металл Рис. 5.22. Микроструктура эвтектоцдной уг в холодном состоянии, содержат угле леродистой стали после сфероидизирующего род в количестве от 0,7 до 2 %. Высокое отжига. Зернистый перлит, ж 250 содержание углерода обусловливает вы сокую твердость инструментальных ста лей, что затрудняет их обработку реза сфероидизировать не только эвтекнием. Для снижения твердости такие тоидный цементит, но и цементит вто стали отжигают. Для заэвтектоидных ричный (избыточный), который при на сталей сфероидизирующий отжиг, кро рушениях режима обработки давлением ме того, подготовляет структуру к за выделяется в виде сплошных оболочек аустенитных зерен (на шлифе-сетка). калке. Наименьшую твердость имеют стали Этот заэвтектоидный цементит сфероисо структурой зернистого перлита, ког дизируется труднее, чем цементит пер да цементит перлита имеет округлую лита, поэтому заэвтектоидные стали форму. Отсюда и название отжига- предварительно нагревают выше тем «сфероидизация». пературы Асет для распада цементита Зернистый перлит (рис. 5.22) в инстру и охлаждают на воздухе. Такая обработ ментальных сталях обычно получают ка вызывает измельчение цементита и путем нагрева сталей до температуры разрыв сетки цементита на границах немного выше, чем А сх, 750-770 °С, зерен, что облегчает сфероидизацию и последующего медленного охлажде при вторичном нагреве. Низко-, средне- и высоколегиро ния или изотермической выдержки при субкритической температуре 650-680 °С. ванные инструментальные стали сфеПри нагреве до температуры, лишь не роидизируют аналогичным образом, од много превышающей критическую, да нако чаще вместо непрерывного охла же в доэвтектоидных сталях сохраняют ждения от температуры нагрева исполь ся нераспавшиеся мелкие карбидные зуют субкритические изотермические частицы, которые при охлаждении или выдержки. Нормализация сталей. Нормализации, изотермической выдержке выполняют роль центров кристаллизации сферои так же как и перекристаллизационному отжигу, чаще всего подвергают кон дального цементита. В заэвтектоидных сталях требуется струкционные стали после горячей 4 100 Закономерности формирования структуры материалов обработки давлением и фасонного литья. Нормализация отличается от от жига в основном условиями охлажде ния; после нагрева до температуры на 50-70 °С выше температуры Ас3 сталь охлаждают на спокойном воздухе. Нормализация-более экономичная термическая операция, чем отжиг, так как меньше времени затрачивается на охлаждение стали. Кроме того, норма лизация, обеспечивая полную перекри сталлизацию .структуры, приводит к по лучению более высокой прочности ста ли, так как при ускорении охлаждения распад аустенита происходит при более низких температурах. Легированные конструкционные стали с повышенной устойчивостью переохла жденного аустенита после нормализа ции приобретают высокую твердость, затрудняющую последующую обработ ку резанием. В связи с этим после нор мализации проводят отпуск при темпе ратурах, обеспечивающих получение требуемой твердости (650-750 °С, в зави симости от состава стали). После нормализации углеродистых и низколегированных сталей, так же как и после отжига, образуется ферритноперлитная структура, однако имеются и существенные структурные отличия (сравните структуры на рис. 5.23). При ускоренном охлаждении, характерном для нормализации, доэвтектоидный феррит при прохождении температурно го интервала Агэ — А г1 выделяется на границах зерен аустенита; поэтому кри сталлы феррита образуют сплошные или разорванные оболочки вокруг зерен аустенита —ферритную сетку. Нормализация позволяет несколько уменьшить анизотропию свойств, вы званную наличием в горячедеформированной стали вытянутых неметалличе ских включений. При ускоренном охла ждении (по сравнению с отжигом) воз никает больше самопроизвольно обра зующихся центров кристаллизации, по этому строчечность структуры менее резко выражена. Это дополнительное преимущество данного вида обработки. Свойства нормализованных горячека таных полуфабрикатов существенно за висят от сечения: чем меньше сечение, тем быстрее произойдет охлаждение на спокойном воздухе и тем выше будет прочность стали. Закалка сталей. В большинстве слу чаев при закалке желательно получить структуру наивысшей твердости, т. е. мартенсит, при последующем отпуске которого можно понизить твердость и повысить пластичность стали. При равной твердости структуры, полу ченные при отпуске мартенсита, имеют лучшие механические свойства, чем структуры, полученные непосредственно в результате распада аустенита, за ис ключением нижнего бейнита. В зависимости от температуры нагре ва закалку называют полной и непол ной. При полной закалке сталь перево дят в однофазное аустенитное состоя ние, т. е. нагревают выше критических Рис. 5.23. Микрострукту ра стали (0,4% Q , х 300: а —после отжига; б —после нормализации Термическая обработка металлов и сплавов 101 Рис. 5.24. Оптимальные температуры нагрева под закалку доэвтектоидных, заэвтектоидных (а) и вы соколегированных ледебуритных сталей (б) 'Заэ8т ек-\ Л еде6у Хтоидные ' рат ны е | ст ала I ст ала I | 1 ..... .....J _________ L I а) температур А с ъ или А с ст\ при неполной закалке сталь нагревают до межкритических тем ператур-м еж ду А с х и А с ъ (A c t7ll) (рис. 5.24). Доэвтектоидные стали, как правило, подвергают полной закалке, при этом оптимальной температурой нагрева является температура А с ъ + (30-г 50 °С). Такая температура обеспечивает получе ние при нагреве мелкозернистого аусте нита и, соответственно, после охлаж дения - мелкокристаллического мартен сита. Недогрев до температуры А с г приводит к сохранению в структуре кристаллов доэвтектоидного феррита, что при некотором уменьшении прочно сти обеспечивает повышенную пластич ность закаленной стали. Заэвтекто идные стали подвергают не полной закалке. Оптимальная темпера тура нагрева углеродистых и низколеги рованных сталей - температура А с х 4* + (30-г50°С). После закалки заэвтектоидная сталь приобретает структуру, состоящую из мартенсита и цементита. Кристаллы це ментита тверже кристаллов мартенсита, поэтому при неполной закалке заэвтектоидные стали имеют более высокую твердость, чем при полной закалке. Так как сталь предварительно подвергалась сфероидизируюшему отжигу, избыточ ные карбиды округлой формы не вызы вают снижения вязкости. Высоколегиро ванные инструментальные стали ледебу- V ритного класса (см. рис. 5.24) для повы шения теплостойкости 1 нагревают при закалке до очень высоких температур (область /), близких к эвтектической. При этом происходит распад всех вто ричных карбидов, аустенит обогащается не только углеродом, но и легирующи ми элементами, содержащимися в кар бидах. В результате получается высоко легированный. а следовательно, и те плостойкий мартенсит. Если высоколегированные инструмен тальные стали используют не как тепло стойкие, а только как износостойкие, температуру закалки понижают (см. рис. 5.24, область 2), сохраняя некото рое количество вторичных карбидов нерастворенными. При такой закалке тем пература нагрева достаточно высокая (900-1000 °С). Э то связано с влиянием легирующих элементов на критические температуры стали (см. гл. 3) и с малой скоростью диффузии легирующих эле ментов в твердом растворе. Для получения мартенситной струк туры необходимо переохладить аусте нит д о температуры мартенситного пре вращения, следовательно, скорость ох лаждения должна превышать критиче скую скорость L’Kp (см. рис. 5.14). Для углеродистых сталей vtp соста вляет от 1400 д о 400 °С/с. Для того 1 Теплостойкость - это способность легиро ванных сталей сохранять высокую твердость при нагреве до температуры 500-600°С. 102 Закономерности формирования структуры материалов ТАБЛИЦА 5.1. Относительная охлаждаю* щая способность закалочных сред Охлаждаю щий среди Температура, “С Относительная интенсивность охлаж пузырь охлаждения в дающей кового середине ин среды кипения тервала пузырь кового кипения 20 40 80 400- 100 350- 100 250- 100 1 0,7 0,2 20 20 650- 100 650- 100 3 2,5 Масло ми 20-200 500- 250 неральное 0,3 Вода 10%-ный раствор в воде: NaCI NaOH чтобы переохладить аустенит таких ста лей до температуры мартенситного превращения, необходимо прибегать к очень резкому охлаждению, которое достигается погружением закаливаемых деталей в холодную воду или воду с до бавками соли или едкого натра (табл. 5.1). При охлаждении на поверхности стальной детали не должна образовать ся паровая пленка, препятствующая теп лообмену с закалочной средой. Лучшей является стадия пузырьково го кипения охлаждающей жидкости. Чем больше температурный интервал этой стадии, тем интенсивнее охлаждает закалочная среда. Лучше пользоваться добавками едко го натра, так как щелочная среда не вы зывает последующей коррозии стальных деталей. Многие легиро ванные стали приобретают мартенситную структуру при охлаждении в хо лодных или подогретых маслах, а высо колегированные стали закаливаются на мартенсит даже при охлаждении на воз духе. Охлаждение при закалке наиболее просто осуществляется погружением за каливаемой детали в жидкую среду (во ду или масло), имеющую температуру 20-25 °С. Однако в некоторых случаях для уменьшения деформации (коробле ния) деталей или для предотвращения образования трещин условия охлажде ния усложняют. Коробление и растрескивание вызы ваются значительными остаточными на пряжениями, возникающими при закал ке. Основной источник напряжений увеличение объема при превращении аустенита в мартенсит. Модуль упруго сти в температурном интервале мартен ситного превращения достаточно велик, поэтому возникающие из-за объемных изменений напряжения релаксируют с малой скоростью. Значительные ма кроскопические напряжения возникают из-за неодновременности превращения по сечению, а также в закаливаемых де талях сложной формы. Остаточные на пряжения уменьшаются при условии одновременного превращения по сече нию и понижения скорости охлаждения в интервале температур М н—М к. В практике термической обработки сталей широкое использование нашли следующие способы охлаждения, позво ляющие значительно уменьшить вели чину остаточных напряжений: закалка в двух средах и ступенчатая закалка. Закалка в двух средах. Схема обработ ки показана на рис. 5.25. После нагрева под закалку деталь погружается на определенное время в воду, в результате чего достигается быстрое прохождение температурного интервала минималь ной устойчивости аустенита, а затем переносится в более мягкую охлаждаю щую среду, обычно в масло. Ступенчатая закалка. При ступенча той закалке деталь, нагретую до темпе ратуры закалки, переносят в жидкую среду, имеющую температуру на 50-100 °С выше мартенситной точки М„ закаливаемой стали, и выдерживают не большое время, необходимое для вы равнивания температуры по сечению, а затем окончательно охлаждают на спокойном воздухе (см. рис. 5.25). Термическая обработка мет аллов и сплавов Рис. 5.25. Сопоставление способов охлажде ния при закалке сталей: I —непрерывное охлаждение: 2 — закалка в двух средах; 3 —ступенчатая закалка: 4 —изотермиче ская закалка Получение мартенсита при таком спо собе охлаждения возможно только в ле гированных сталях с достаточно высо кой устойчивостью переохлажденного аустенита в интервале температур пер литного превращения. К ступенчатой закалке прибегают обычно при термической обработке ин струментов небольшого сечения из низко- и среднелегированных сталей. До стоинство указанного способа охлажде ния состоит также в возможности прав ки инструментов в специальных приспо соблениях при охлаждении после изо термической выдержки. Изотермическая закалка. В некоторых случаях после закалки на мартенсит и последующего отпуска не удается по лучить достаточной прочности и вязко сти, тогда применяют изотермическую закалку на нижний бейнит, обладающий высокой вязкостью и прочностью. При изотермической закалке нагре тую деталь переносят в ванну с распла вленными солями, имеющую темпера туру на 50-100 °С выше мартенситной точки Мн, и выдерживают при этой тем пературе до завершения превращения аустенита в бейнит и затем охлаждают на воздухе (см. рис. 5.25). Изотермическая закалка, так же как 103 и ступенчатая, применима только к ста лям с достаточной устойчивостью пере охлажденного аустенита. Для предотвращения коробления из делий, таких, как ножовки, пилы, бритвы, их охлаждают заневоленными, например, в массивных медных или стальных плитах; скорость охлаждения в этих условиях оказывается меньшей, чем в маслах. Обработка холодом *. Обработкой хо лодом называют охлаждение зака ленных деталей до температуры, мень шей 20-25°С. Обработке холодом подвергают зака ленные легированные стали, для ко торых температура конца мартенситного превращения Мг значительно ниже температуры 20-25 °С. Вследствие этого, после охлаждения до этой температуры, наряду с мартенситом в структуре оказывается значительное количество остаточного аустенита. Остаточный аустенит понижает твердость закаленной стали и может вызвать нестабильность размеров готовых деталей, так как, бу дучи нестабильной фазой, способен к распаду при низкой температуре с малой скоростью. Для стабилизации размеров закаленных изделий и повы шения их твердости проводится охла ждение до температуры в процессе которого аустенит превращается в мар тенсит. Температура М к легированных сталей изменяется в широких пределах, поэтому при обработке холодом их ох лаждают до температур от -40 до -196 °С (температуры жидкого азота). Остаточный аустенит в процессе вы держки при температуре 20-25 °С не сколько стабилизируется, поэтому обра ботку холодом следует проводить сразу после закалки. Обработке холодом подвергают изме рительные инструменты, детали под шипников качения, цементированные де тали из легированных сталей и ряд других изделий. 1 Предложена А. П. Гуляевым в 1937 г. 104 Закономерности формирования структуры материалов Закаливаемость и прокаливаемое! ь сталей. Закаливаемость и прока ли ваемость-важнейш ие характеристики ста лей. Закаливаемость определяется твер достью поверхности закаленной детали и зависит главным образом от содержа ния углерода в стали. При закалке, раз личных деталей поверхность их, как правило, охлаждается со скоростью, большей «кр, следовательно, на поверх ности образуется мартенсит, обладаю щий высокой твердостью. При закалке любых деталей даже в самых сильных охладителях невоз можно добиться одинаковой скорости охлаждения поверхности и сердцевины детали. Следовательно, если скорость охлаждения сердцевины при закалке бу дет меньше икр, то деталь не прокалится насквозь, т. е. там не образуется мартецсит. Прокаливаемостью называют способ ность стали закаливаться на определен ную глубину. С помощью термокинети ческих диаграмм можно не только анализировать эту способность стали, но и определять ее, если известны кривые охлаждения закаливаемой дета ли в различных точках. Этот прием по казан на рис. 5.14, где на термокинети ческую диаграмму стали 45 нанесены кривые охлаждения в воде детали типа вала в точках, расположенных на по верхности (По) и в центре (Це), на рас стоянии 0,5Я от поверхности вала (R -ради ус вала). Эти кривые получают экспериментальным или расчетным пу тем. В данном случае кривые располо жились так, что при указанных условиях охлаждения на поверхности и на рас стоянии 0,5R от нее будет образовы ваться только мартенситная структура, а в центре вала-см есь перлита с бейнитом. Иногда на термокинетических диа граммах указываются значения твердо сти стали после охлаждения с той или иной скоростью. В этом случае можно построить график изменения твердости по сечению цилиндрического образца данной стали. Такие графики (рис. 5.26), но полученные экспериментальным пу тем, приведены в справочниках и харак теризуют прокаливаемость сталей. Условились при оценке прокаливае мое™ закаленными считать слои, в ко торых содержится не менее 50% мар тенсита (полумартенситная зона). Уста новлено, что легирование стали любы ми элементами, кроме кобальта, увели чивает прокаливаемость, так как при этом повышается устойчивость переох лажденного аустенита. Для эксперимен тального определения прокаливаемости менее трудоемким оказался способ тор цовой закалки (ГОСТ 5657-69). Цилин дрический образец диаметром 0,025 и длиной 0,1 м, нагретый до темпера туры закалки, охлаждают струей воды только с торца на специальной установ ке. После охлаждения измеряют твер дость по образующей цилиндра и строят график изменения твердости по длине HRC Рис. 5.26. Изменение твердости по сечению образцов из сталей 40 (а, 6) и 40Х (в, г) после закалки от 830 °С в воде (л, в) и в масле (б, г) Термическая обработка металлов и сплавов Скорость охлаждения при 700 °С, °С[с 105 23 13,5 7,5 0 б 10 19 24 мн Расстояние от зака ливаемого торца Рис. 5.27. Изменение твердости по длине образца после торцовой закалки: / —твердость полумартенситной юлы; 1 —сталь с низкой прокали ваемостью; 2 —сталь с высокой прокали ваемостью образца {рис. 5.27). Оригинальным в этом способе является то, что каж дая точка поверхности стандартного образца охлаждается с различной и вполне определенной скоростью. Со поставление двух кривых на рис. 5.27 наглядно показывает, что сталь «2» имеет более высокую прокаливаемость, чем сталь «/». Прокаливаемость стали одной и той же марки в зависимости от изменений химического состава, разме ра зерна аустенита (температуры нагре ва), размера и формы детали и др. колеблется в значительных пределах. В связи с этим в справочниках прокали ваемость стали каждой марки характе ризуется не кривой, а полосой прокаливаемости. Отпуск закаленных сталей. Нагрев за каленных сталей до температур, не пре вышающих v4t, называют отпуском. В результате закалки чаще всего по лучают структуру мартенсита с неко торым количеством остаточного аусте нита, иногда - структуру сорбита, троостита или бейнита. Рассмотрим измене ния структуры мартенситно-аустенитной стали при отпуске. При отпуске происходит несколько процессов. Основной-распад мартенси та, состоящий в выделении углерода 105 в виде карбидов, кроме того, распадает ся остаточный аустенит, совершаются карбидное превращение и коагуляция карбидов, уменьшаются несовершенства кристаллического строения а-твердого раствора и остаточные напряжения. Фазовые превращения при отпуске принято разделять на три превращения в зависимости от изменения удельного объема стали. Распад мартенсита и кар бидное превращение вызывают умень шение объема, распад аустенита-увели чение объема. На рис. 5.28 схематично показано из менение длины закаленного образца углеродистой стали при отпуске, в кото рой было значительное количество остаточного аустенита В сталях, не со держащих легирующих элементов, пер вое превращение происходит в интерва ле температур 80-200 °С, вто рое-200-260 °С, третье-260-380 °С (рис. 5.28, /-///) . Первое превращение. Из мартенсита выделяется часть углерода в виде метастабильного е-карбида, имеющего гек сагональную решетку и химический со став, близкий к Fe2C. Весьма дис персные кристаллы е-карбида коге рентны с решеткой мартенсита. Обедне ние твердого раствора углеродом про исходит неравномерно, наряду с участ ками мартенсита, обедненного углеро дом (вблизи карбидов), сохраняются участки с исходным содержанием угле рода. Первое превращение с очень малой скоростью идет и без нагрева. Рис. 5.28. Изменение длины цилиндрического образца стали с содержанием углерода больше 0,6% при отпуске (схема) 106 Закономерности формирования структуры материалов Уменьшение количества растворенного углерода снижает тетрагональность мартенсита-длина образца уменьшает ся. Содержание углерода в мартенсите в интервале температур первого превра щения зависит от исходного количества углерода (рис. 5.29), тогда как при более высоком нагреве оно определяется лишь температурой. Второе превращение. Одновременно происходит несколько процессов: про должается распад мартенсита, распа дается остаточный аустенит и начинает ся карбидное превращение. Распад мар тенсита распространяется на весь объем, концентрационная неоднород ность твердого раствора исчезает; в мартенсите остается около 0,2% рас творенного углерода. Распад остаточно го аустенита происходит по механизму бейнитной реакции: образуется смесь кристаллов низкоуглеродистого мартен сита и дисперсных карбидов. При тем пературах около 250 °С начинается пре вращение е-карбида в цементит; при этом когерентность решеток твердого раствора и карбида нарушается. Если в закаленной стали было много остаточного аустенита, то уменьшение плотности при распаде будет большим, чем увеличение плотности, вследствие выделения углерода из мартенсита. В этом случае (см. рис. 5.29) длина зака ленного образца увеличится. Третье превращение. Завершаются С, % Рис. 5.29. И зменение содержания углерода в мартенсите при отпуске до 300 °С распад мартенсита и карбидное превра щение. Из мартенсита выделяется весь пересыщающий углерод в виде карби дов, тетрагональность решетки «-твер дого раствора устраняется - мартенсит переходит в феррит. После отпуска при температуре 380-400 °С в структуре ста ли обнаруживается только карбид цементитного типа. Оба указанные про цесса вызывают увеличение плотности стали-длина образца уменьшается (см. рис. 5.29). Ферритно-карбидная смесь, образо вавшаяся в конце третьего превращения, весьма дисперсна и имеет примерно та кую же твердость, как троостит (ее на зывают трооститом' отпуска). Структуру стали, образовавшуюся при температу рах первого и второго превращений, на зывают отпущенным мартенситом. При более высоких нагревах в углеро дистых сталях происходят изменения структуры, не связанные с фазовыми превращениями: изменяются форма, размер карбидов и структура феррита. В интервале температур третьего пре вращения цементит имеет форму тонких пластин. С повышением температуры происходит коагуляция: кристаллы це ментита укрупняются (более мелкие кристаллы распадаются, а более крупные растут); при этом форма кри сталлов постепенно приближается к сфероидальной. Коагуляция и сфероидизация карбидов происходят с замет ной скоростью, начиная с температур 350-400 °С. Скорость этих процессов увеличивается при повышении темпера туры. Изменения структуры феррита обна руживаются, начиная с температуры около 400 °С: уменьшается плотность дислокаций, которая очень велика в мартенсите до отпуска, постепенно устраняются границы между пластин чатыми кристаллами феррита, в резуль тате чего зерна феррита укрупняются и их форма приближается к равноосной; таким образом, с повышением темпера туры отпуска постепенно снимается фа- Термическая обработка металлов и сплавов зовый наклеп, возникший при мартенситном превращении. Ферритно-карбидную смесь, которая образуется после отпуска при темпера туре 450-650 °С, называют сорбитом от пуска. После отпуска при температуре, близкой к температуре А х, образуется грубая ферритно-карбидная см есь-зер нистый перлит. Влияние легирующих элементов на процесс отпуска. Многие легирующие элементы повышают температуры вто рого и третьего превращений, умень шают скорость коагуляции карбидов и влияют на карбидные превращения при отпуске. При легировании сталей Сг, Mo, W, V, Со и Si затрудняется распад мартен сита: он завершается при нагревах до температуры 450-500 °С; карбидообра зующие элементы (Сг, Mo, W, V) умень шают скорость диффузии углерода вследствие химического сродства с ним; Со и Si, не образующие карбидов в ста лях, а также большинство карбидообра зующих элементов увеличивают силы межатомной связи в твердом растворе. Вследствие этого стали приобретают повышенную сопротивляемость отпуску (теплостойкость). В сталях с большим количеством кар бидообразующих элементов температу рой отпуска определяется тип выделяю щихся карбидов. При температурах до ~ 400°С подвижность атомов легирую щих элементов весьма мала, поэтому вместо специальных карбидов 1 из мар тенсита, так же как и в углеродистых сталях, выделяется карбид железа, для образования которого требуется лишь перемещение атомов углерода. При бо лее высоких температурах становится возможным образование специальных карбидов: кристаллы цементита посте пенно исчезают, а вместо них появляют ся более дисперсные специальные кар биды. 1 Пол специальными понимаются карбиды, в состав которых входят легирующие элементы. 107 Многие легирующие элементы повы шают температурный интервал распада остаточного аустенита до 400-580°С. В сталях с большим количеством карби дообразующих элементов изменяется и механизм распада: при температуре отпуска из аустенита выделяются спе циальные карбиды, легированность аустенита уменьшается, и он приобрета ет способность к превращению при охла ждении-по достижении температуры М„ начинается превращение аустенита в мартенсит. Все карбидообразующие элементы за медляют коагуляцию карбидов; наибо лее медленно коагулируют специальные карбиды типа М6С и МС, заметное укрупнение таких карбидов происходит при температуре, большей 550-600 °С. В зависимости от температурного ин тервала принято различать три вида от пуска: низкий при 120-250°С, среднийпри 350-450 °С и высокий-при 500-680 °С. Продолжительность вы держки при отпуске устанавливают с та ким расчетом, чтобы обеспечить ста бильность свойств стали. При низком отпуске инструментов продолжитель ность его чаше всего составляет 0,5-2 ч в зависимости от сечения инструмента. Продолжительность отпуска увеличи вается до 10-15 ч, если температура низкого отпуска не превышает 100-120 °С. В этом случае, например, при отпуске мерительного инструмента, когда падение твердости нежелательно, такой продолжительный отпуск позво ляет исключить объемные изменения в процессе эксплуатации инструмента. Продолжительность среднего и высо кого отпуска обычно составляет от 1 до 2 ч для деталей небольшого сечения и от 3 до 8 ч для деталей массой от 2 0 0 до 1000 кг (диски газовых и паровых турбин, валы и цельнокованые роторы турбин и другие детали большой массы). Так как структура отпущенной стали формируется в период выдержки при температуре отпуска, интенсивность по 108 Закономерности формирования структуры материалов следующего охлаждения не оказывает влияния на структурное состояние ста ли. О бычно от температуры отпуска де тали охлаж даю т на спокойном воздухе. Рассмотрим отпуск стали с дисперс ной структурой перлита или бей пита. Сорбит, троостит или бейнит образую т ся при охлаждении стали из аустенитной области со скоростью, меньшей vKp. Эти структуры часто образую тся в от ливках, а также в поковках, штамповых заготовках и сортовом прокате из леги рованных сталей при охлаждении их на воздухе от температуры деформации. При нагреве до температур, меньших /4j, будут происходить структурные из менения, т. е. указанные структуры то же «отпускаются». При нагреве углеродистых сталей с дисперсными перлитными структура ми происходят коагуляция и сфероиди зация карбидов. В легированных сталях могут происходить и карбидные превра щения: если перлитная структура появи лась при значительном переохлаждении аустенита (например, структура троостита), когда образование специальных карбидов затруднено, отпуск при темпе ратуре 600-700 °С вызовет превращение цементита в специальный карбид. При отпуске бейнитных структур, по мимо указанных процессов, происходит выделение карбидов из a -твердого рас твора и изменение структуры феррита, как и при отпуске мартенсита. HRC Свойства отпущенной стали. Твер дость отпущенной стали определяется несколькими факторами: уменьшение тетрагональности решетки, степени ф а зового наклепа и укрупнение карбидных частиц вызываю т снижение твердости; выделение когерентных кристаллов екарбида и дисперсных кристаллов спе циальных карбидов, а также распад остаточного аустенита вызываю т повы шение твердости. В конструкционных сталях, количе ство углерода в которых обычно не пре вышает 0,7% , твердость снижается не прерывно, однако снижение невелико до температур 100-120 °С. В инструмен тальных сталях с бОлее высоким содер жанием углерода эффект твердения вследствие выделения е-карбида пре обладает, поэтому твердость при отпу ске до 100-120 °С несколько увеличи вается. Изменение твердости углеро дистых сталей в интервале температур второго превращения в больш ой степе ни зависит от количества остаточного аустенита; например, в стали с содержа нием 1,2% С в интервале температур 200-300 °С уменьшается интенсивность снижения твердости (рис. 5.30, а). Аналогично углеродистым сталям из меняется твердость при отпуске низко легированных и среднелегированных сталей, не содержащих карбидообра зующих легирующих элементов. Сильные карбидообразователи задер- HRC Рис. 5.30. Изменение твер дости закаленных сталей при отпуске: а —углеродистые стали; 6 — высоколегированные стали Х12 (2% С, 12% Сг), закалка от 950 °С и Р18 (0,75 %С, 18% W, 4% Сг, 1,2% V), закалка от 1260°С а) 6) Термическая обработка металлов и сплавов живают выделение карбидов железа, по этому при температуре отпуска до 400-500 °С твердость снижается незначи тельно (рис. 5.30,6). При температурах выделения дисперсных специальных карбидов в сложнолегированных сталях (Cr-W -V , C r-M o -V и др.) происходит повышение твердости несмотря на уменьшение содержания углерода в мартенсите. Повышение твердости у сталей с хромом, вольфрамом (молиб деном) и ванадием соответствует темпе ратуре 500 —560 °С. Для закаленной и неотпущенной ста лей характерны довольно низкие значе ния а„, предела упругости и предела теку чести ; при отпуске до 300 °С эти характе ристики прочности возрастаю т; при дальнейшем повышении температуры отпуска <т„ предел упругости и предел те кучести монотонно снижаются. Наиболее высокое отношение р щ / а в в конструк ционных сталях достигается после отпу ска при 300-350 °С (рис. 5.31). Характеристики пластичности 5 и \|/ возрастаю т по мере повышения тем пературы отпуска (см. рис. 5.31). Удар ная вязкость непосредственно после за- 200 400 109 BOO t,°C Рис. 5.32. Влияние температуры отпуска и скорости охлаждения от температуры от пуска на ударную вязкость конструкцион ных легированных сталей (схема): / —отпускная хрупкость I рода; II — отпускная хрупкость II рода калки низкая. С повышением темпера туры отпуска ударная вязкость увеличи вается, однако есть два температурных интервала, при которых ударная вяз кость конструкционных сталей заметно снижается: 250-350 и 500-600°С; пони жение вязкости соответственно назы вают отпускной хрупкостью I и II рода (рис. 5.32). Природа охрупчивания ста лей после отпуска при указанных темпе ратурах недостаточно ясна. Понижение ударной вязкости после отпуска при 250-350 °С наблюдается у всех конструкционных сталей незави а, МПа; Й. ijr, % симо от степени легирования. Заметное понижение ударной вязкости после от пуска при 500-600 °С наблюдается толь ко у легированных конструкционных сталей - хромистых, марганцевых, хро моникелевых, хромомарганцевых и др. Снижения вязкости почти не происхо дит в случае быстрого охлаждения от температуры отпуска (в воде или масле). Отпускная хрупкость II рода заметно подавляется даже при медленном охла ждении от температуры отпуска, допол нительным легированием сталей молиб деном или вольфрамом в количестве 0,3 и 1 % соответственно. Комплексную термическую обработ ку, состоящую из полной закалки и вы Рис. 5.31. Влияние температуры на механи ческие свойства конструкционной углеродис сокого отпуска конструкционных ста лей, называют улучшением. той стали (0,45% С) Глава 6 . Х И М И К О -Т Е РМ И Ч Е С К А Я О БРА БО ТК А М ЕТА Л Л О В И СПЛАВОВ 6.1. Общие закономерности Химико-термической обработкой на зы ваю т технологические процессы, при водящие к диффузионному насыщению поверхностного слоя деталей различны ми элементами. Химико-термическую обработку при меняю т для повышения твердости, из носостойкости, сопротивления устало сти и контактной выносливости, а также для защ иты от электрохимической и га зовой коррозии. Различаю т три стадии процесса хими ко-термической обработки. На первой стадии протекаю т химиче ские реакции в исходной (окружающей) среде, в результате которых образуются активные диффундирующие элементы, по-видимому, в ионизированном состоя нии. Н а второй стадии процесса они усваи ваются насыщаемой поверхностью ме талл а-п рои сх о ди т адсорбция или хемо сорбция диффундирующих элементов, в результате чего тончайший поверх ностный слой насыщается диффунди рующим элементом (абсорбция), возни кает градиент концентрации-движ ущ ая сила для следующей стадии процесса. Третья стадия-диф фузионное про никновение элемента в глубь насыщае мого металла, которое сопровождается образованием твердых растворов или фазовой перекристаллизацией. Первая и вторая стадии процесса хи мико-термической обработки протекаю т значительно быстрее третьей - диффу зионной стадии, где формируются структура и свойства диффузионной зоны. Третья стадия определяет ско рость процесса химико-термической обработки. Ф азовые и структурные изменения, происходящие на диффузионной стадии процесса, можно предсказать с по м ощ ью двойных диаграмм состояния, если в диффузионном взаимодействии участвуют всего два элемента. При этом предполагается, что диффу зионный процесс не интенсифицируется и образую щ аяся диффузионная зона на ходится в равновесном состоянии. Так, при длительном диффузионном насыщении (х3) элемента А элементом В можно добиться соответствия фазово го состава диффузионной зоны равно весной диаграмм е состояния (рис. 6 . 1 ). Последовательность образования фаз при температуре диффузионного насы щения соответствует последовательно сти их расположения на диаграмме (у, а, Р, 8 на рис. 6.1). Однако фазы с очень узкими областями гомогенности на диа грамме состояния могут расти так мед- Рис. 6.1. Схема образования фаз в диф фузионных слоях в соответствии с равно весной диаграммой состояния (время вы держки i! < х2 < х3) Химико-термическая обработка металлов и сплавов ленно, что их слои в диффузионной зоне не обнаруживаются. Двухфазные области в диффузионной зоне не образуются, так как через фазу постоянного состава диффузионный перенос невозможен из-за отсутствия градиента концентрации. Двухфазный слой в диффузионной зо не может образоваться при медленном охлаждении от температуры диффу зионного насыщения вследствие пере менной растворимости и вторичных вы делений а- и 5-фазы. Кроме того, двухфазная смесь может образоваться в диффузионной зоне в результате фазо вой перекристаллизации в процессе ох лаждения от температуры диффузион ного насыщения (рис. 6 .2 ), в то время как при диффузионном насыщении образуется твердый раствор у перемен ной концентрации 1. Для однофазных областей диффу зионной зоны зависимость роста тол щины слоя от продолжительности насы щения при 1ДНф = const подчиняется па раболическому закону: А = fcj ] /т , а за висимость толщины слоя от темпера туры при т = const - экспоненциальному: А р§ k2e-Q/RT, где к х и к2 — константы, a Q — энергия активации диффузион ных процессов. Толщина диффузион ного слоя при {ДНф = const и т = const тем больше, чем выше концентрация диффундирующего элемента на насы щаемой поверхности. Существует множество способов химико-термической обработки, однако наибольшее распространение в промы шленности получили процессы диффу зионного насыщения из активных жид ких и газовых сред. Более рациональной исходной средой является активизиро ванная газовая среда, т. е. среда, лишен- 1 Двухфазные области могут также образовать ся при насыщении сплава каким-либо элементом или чистого элемента сразу двум* диффундирую щими элементами, так как в тройных системах возможно существование двойных смесей из фаз переменного состава. 111 Рис. 6.2. Равновесная диаграмма с эвтек тоидным превращением у-твердого раствора ная нейтральных (балластных) приме сей, где активный диффундирующий элемент образуется в результате диссо циации, диспропорционирования или восстановительных реакций, которые называются ведущими. Выявлять веду щие химические реакции можно экспе риментально или расчетным путем. В последнем случае более вероятной считается реакция, имеющая более от рицательный изобарный потенциал (сво бодную энергию Гиббса) или большую константу равновесия. В ряде случаев исходную газовую среду активизируют ионизацией в тлеющем разряде. 6.2. Диффузионное насыщение углеродом и азотом Диффузионное насыщение стали угле родом, азотом и совместно этими эле ментами - наиболее распространенные в промышленности процессы химико термической обработки. Углерод и азот легко усваиваются по верхностью стали, образуют с железом твердые растворы внедрения и сравни тельно быстро диффундируют в стали, образуя слои значительной толщины. Цементация стали. Технологический процесс диффузионного насыщения углеродом называется цементацией. 112 Закономерности формирования структуры материалов О бычно после цементации сталь под вергаю т закалке и низкому отпуску. П о сле такого комплексного процесса кон центрация углерода на поверхности стальной детали доводится до 0 ,8 - 1 % , структура низкоотпущенного мартенси та с мелкими сфероидальными кар бидами хорош о сопротивляется износу. Твердость на поверхности H V 7500-9500. Сердцевина детали, со держащая 0,08-0,25% С, остается вяз кой, а поверхности, не подлежащие це ментации, защ ищ аю тся гальваническим омеднением. Толщина медного слоя со ставляет 0,02 —0,05 мм. Цементации обычно подвергаю т т а кие детали машин, которые должны иметь износостойкую рабочую поверх ность и вязкую сердцевину: зубчатые колеса, валы и пальцы, распредели тельные валики, кулачки, червяки и т. д. Карбюризаторы. Исходную среду для цементации (науглероживания) принято называть карбю ризатором. В основном применяют два способа цементации: в твердом и в газовом карбюризаторе. Несмотря на различные названия, про цесс цементации в твердом и газовом карбю ризаторе идет через газовую фазу. Наиболее распространенный твердый карбю ризатор состоит в основ ном из древесного угля .с добавкой 20-25 % углекислого бария для интенси фикации процесса и 3 -5 % С аС О э для предотвращения спекания частиц кар бюризатора. Детали, подлежащие це ментации, и карбю ризатор упаковы ваются в контейнер (стальной ящик) и нагреваются в печи до 910-930 °С. При нагреве уголь взаимодействует с кислородом остаточного воздуха по реакции пропорцион ирован ия 2 С 0 ? ± С 0 2 + С, в результате которой активный углерод адсорбируется насыщ аемой поверх ностью, находящейся в аустенитном состоянии, а С 0 2 взаимодействует с углем, образуя новые порции СО . Таким образом, в результате обрати мой реакции диспропорционирования углерод переносится на насыщаемую поверхность. При газовой цементации в качестве карбю ризатора используют разба вленный природный газ (состоящий по- 2С + 0 2 -» 2 С 0 . Кроме того, оксид углерода образует ся в результате реакции В а С 0 3 + С 4 ВаО + 2СО. На поверхности деталей протекает ве дущая процесс цементации реакция дис- Рис. 6.3. Микроструктура диффузионного слоя после цементации низкоуглеродистой стали, Х50: / —заэвтектоидная зона; 2 —эвтектоидная зона; 3 — доэвтектоидная зона Химико-термическая обработка мет аллов и сплавов чти п о л н о с т ь ю из м етан а), к о н тр о л и руем ы е атм о с ф е р ы , п о л у ч аем ы е в спе циальны х ген ер ато р ах , а такж е ж идкие угл ев о д о р о д ы (керосин, б ен зо л и др.), кап лям и п о д ав аем ы е в гер м ети чн о е р а бочее п р о стр ан ств о печи, где они о б р а зу ю т акти в н у ю га зо в у ю среду. О с н о в ная ведущ ая реакц ия при наличии м е т а на С Н 4 -» 2Н 2 + С. В ряде случаев (эн дотерм ическая кон тр о л и р у е м а я а тм о сф ер а) при наличии в газе С О в о зм о ж н а такж е реакция 2С О -* С 0 2 + С. В зави си м о сти о т со став а газо в о й см еси и со д ер ж ан и я угле р о д а в стал и а т м о с ф е р а в р аб о ч ем п ро стран стве печи м о ж ет б ы ть н ау гл ер о ж и ваю щ ей, о б езу гл ер о ж и в аю щ ей и ней т р ал ьн о й . Н ей тр ал ь н о м у составу г а зо вой см еси с о о тв етств у ет о пред елен ная р авн овесн ая кон ц ен трац и я у гл е р о д а на поверхн ости стал ь н о й д етал и . Э ту кон ц ен трац и ю у гл е р о д а п р и н ято н а зы в а т ь угл ер о д н ы м п о тен ц и ал о м ко н тр о л и р у е м ой атм о сф ер ы . С л е д о в а те л ьн о , н ау гл е рож и ван и е бу дет п р о и сх о ди ть в т о м случае, если кон центраци я у гл е р о д а на п оверхн ости стал и б у д ет м ен ьш е угл е р о д н о го п о тен ц и ал а газо во й смеси при д ан н о й тем п ературе. Ст рукт ура ц ем ент ованного сло я. Т и пичная стр у кту р а ц ем ен то в ан н о го слоя на поверхности н и зко у гл ер о д и сто й с т а ли после м ед л ен н о го охл аж д ен и я о т тем п ер ату р ы цем ентаци и п о к азан а на рис. 6.3. О б ы ч н о ее с о п о с т а в л я ю т со схем ам и на рис. 6.4. Н ар у ж н ая часть слоя, со д ер ж ащ ая больш е 0 ,8 % С, им еет стр уктуру заэв текто и д н ы х с т а л е й - п е р л и т и вторичны й ц ем ен ти т, ко то р ы й при м ед л ен н о м о х лаж дении вы д ел яется на границ ах аустен итны х зерен в виде об о ло ч ек (на ш ли ф е сетка). С р е д няя часть слоя, и м ею щ ая эвтекто и д н у ю кон центраци ю , с о с то и т из п ерлита. Д а лее по н ап р ав л ен и ю к сердц евине ко н цен траци я у гл е р о д а у м ен ьш ается, стр у к ту р а соответству ет д о эв тек то и д н о й с т а 113 ли, причем кол и чество п ер л и та у м ен ь ш ается при приближ ении к сердцевине. П р и н ято р а зл и ч ать п о л н у ю и эф ф ек т и вн у ю толщ и н у ц ем ен то в ан н о го слоя (см. рис. 6.4). За эф ф ективную толщ и н у п р и н и м аю т сум м у заэв текто и д н о й , эвтектои д н ой и пол о ви н ы д оэвтек тои д н ой зо н ы слоя. Э ф ф ективн ая т о л щ и н а ц ем ен то ван н о го сл о я обы чн о с о став л я ет 0 ,5 -1 ,8 м м и в и склю чи тельн ы х случаях д о ст и гает 6 м м при б ольш и х кон так тн ы х н агр у з ках на ц ем ен тован н ую поверхн ость. С тр у к ту р а после цем ентаци и п ол у чается круп нозерни стой в связи с д л и тельн о й вы держ кой д етал ей при те м п е р ату р е науглерож иван ия. Д л и т ел ьн о с ть и зотерм ической вы держ ки при ц ем ен та ции зависи т о т зад ан н о й то л щ и н ы слоя и м арки цем ен ти руем ой стали . t . ’C Рис. 6.4. Участок диаграммы F e —FejC. Из менение содержания углерода и структуры по толщине цементованного слоя (схема): (ц —температура цементации; (, - температура нагрева при первой закалке; Г, —температура нагрева при второй закалке * 114 Закономерности формирования структуры материалов ТАБЛИЦА 6.1. Зависимость средних скорос тей газовой цементации низ коуглеродистых сталей от температуры и толщины слоя Средняя скорость (мм/ч) при температуре, °С Толщина слоя» мм 850 Д о 0,5 0 ,5 - 1 1 - 1 ,5 1 ,5 - 2 2 - 2 ,5 2 ,5 - 3 3 -3 ,5 3 ,5 -4 875 900 925 950 975 1000 0,35 0,4 0,45 0,55 0,75 _ • _ 0,16 0,2 0,3 0,4 0,55 0,85 0,96 0,1 0,15 0,2 0,3 0,4 0,55 0,75 0,06 0,1 0,15 0,2 0,25 0,38 0,55 0,04 0,07 0,12 0,15 0,2 0,32 0,4 — — 0,1 0,13 0,18 0,28 0,35 — — 0,07 0,1 0,16 0,21 0,27 — — 0,04 0,06 0,12 0,18 0,25 Процесс газовой цементации идет бы стрее, так как не приходится нагревать ящ ик с карб ю ри затором (табл. 6 . 1 ). К ром е того, процесс газовой цем ента ции легко регулируется и авто м ати зи руется. Н а заводах рабо таю т ав то м ати зированны е агрегаты для цементации, которы е регулирую т процесс по угле родном у потенциалу. Термическая обработка после цем ен тации. Д ля получения заданного ком плекса механических свойств после це ментации необходима дополнительная термическая обработка деталей. В зависимости от условий работы , а также от вы бранной для изготовления детали стали режим упрочняющ ей тер мической обработки м ож ет бы ть разли чен. Д ля тяжелонагруженных трущихся деталей маш ин, испытываю щ их в усло виях работы динамическое нагружение, в результате термической обработки нужно получить не только высокую по верхностную твердость, но и высокую прочность (например, для зубчатых ко л е с-в ы с о к у ю прочность на изгиб) и вы сокую ударную вязкость. Д ля обеспече ния указанных свойств требуется полу чить мелкое зерно как на поверхности детали, так и в сердцевине. В таких от ветственных случаях цементованные де тали подвергаю т сложной термической обработке, состоящ ей из двух последо вательно проводим ы х закалок и низко го отпуска. П ри первой закалке д етал ь нагреваю т до тем пературы на 30-50 °С выш е т ем пературы Ас3 цем ентируем ой стали. При таком нагреве во всем объеме д е тали установится аустенитное состояние (см. рис. 6.4). Н агрев д о температур, лиш ь нем ного превы ш аю щ их Ас3, вы зы вает перекристаллизацию сердцевины детали с образованием м елкого аустенитного зерна, что обеспечит м елкозер нистость продуктов распада. П ри тем пературе tj , как видно на рис. 6.4, весь диффузионный слой переходит в аусте нитное состояние, поэтом у, чтобы пред отвр ати ть выделение цем ентита, п рово д ят закалку. При второй закалке д еталь нагреваю т до тем пературы t,n с превыш ением на 30-50 °С тем пературы А сх (см. рис. 6.4). В процессе нагрева м артенсит, полу ченный в результате первой закалки, о т пускается, что сопровож дается о б р азо ванием глобулярны х карбидов, которы е в определенном количестве сохраняю тся после неполной закалки в поверхност ной заэвтектоидной части слоя, увеличи вая его твердость. В торая закалка обес печивает также м елкое зерно в науглерож енном слое. О кончательной операцией терм иче ской обработки является низкий отпуск при 160-200 °С, уменьш аю щ ий оста точные напряжения и не снижаю щ ий твердость стали (рис. 6.5). Рис. 6.5. Режим термической обработки ответственных деталей машин после цемен тации (схема): / —цементация; II — двойная закалка; I II — низ кий отпуск Химико-термическая обработка металлов и сплавов После двойной закалки и низкого от пуска поверхностный слой приобретает структуру отпущенного мартенсита с включениями глобулярных карбидов. Структура сердцевины детали зависит от легированности стали. Если для це ментации выбрана углеродистая сталь, то из-за малой прокаливаемости в серд цевине получится сорбитная структура; если же цементировалась легирован ная сталь, то в зависимости от коли чества легирующих элементов серд цевина может приобрести структуру бейнита или низкоуглеродистого мартен сита. Во всех случаях из-за низкого со держания углерода будет обеспечена до статочно высокая ударная вязкость. Детали менее ответственного назначе ния после цементации подвергают более простой термической обработке, состоя щей из одной закалки и низкого отпу ска. Если для цементации выбирают природно мелкозернистые стали и содержа ние углерода на поверхности близко к эвтектоидному, то и при одной закал ке получают удовлетворительные свой ства, как в сердцевине, так и в цементо ванном слое. Однократная закалка ши роко используется на заводах массового производства, где цементацию ведут в газовом карбюризаторе. Выгодно Рис. 6.6. Режим термической обработки при однократной закалке после цементации: I —цементация: II —закалка; III —отпуск; IV — подстуживание 115 и удобно в этом случае закалку прово дить после цементационного нагрева (рис. 6 .6 ). Цементованные детали под вергают шлифованию. Азотирование стали. Азотированием называют процесс диффузионного насы щения азотом поверхностной зоны де талей. Азотирование применяют для по вышения износостойкости и предела выносливости деталей машин (колен чатые валы, гильзы цилиндров, червяки, валики и др.). До азотирования детали подвергают закалке и высокому отпуску (улучше нию) и чистовой обработке. После азо тирования детали шлифуют или поли руют. Обычное азотирование проводят при температуре 500-600 °С в муфелях или контейнерах, через которые пропускает ся диссоциирующий аммиак. Вероятно, что на стальной поверхно сти происходит реакция диссоциации аммиака с выделением ионов азота, ко торые адсорбируются поверхностью де тали, а затем диффундируют вглубь. При нагреве аммиака в изолирован ном объеме возможна лишь реакция с образованием молекулярного азота 2N H 3 -» N 2 + ЗН2, который не может диффундировать в сталь без ионизации. Формирование структуры азотирован ной зоны в углеродистых сталях проис ходит примерно так же, как при азоти ровании железа. Поэтому, пользуясь диаграммой Fe-N (рис. 6.7), можно предсказать структуру азотированной зоны низкоуглеродистых сталей. По ме ре насыщения железа азотом при темпе ратуре ниже 590 °С сначала образуется a -твердый раствор внедрения азота в железо, затем слой у'-фазы с Г ЦК ре шеткой и упорядоченным расположе нием атомов азота в центрах элемен тарных ячеек. Обычно процесс азотиро вания завершается образованием на поверхности слоя е-фазы с ГПУ решет кой и упорядоченным расположением 116 Закономерности формирования структуры материалов Рис. 6.7. Участок диаграммы Fe—N. Измене ние содержания азота и фазового состава по толщине слоя при /а3от атомов в широком интервале концен траций азота. При медленном охлаждении после азотирования вследствие переменной растворимости азота в а- и е-фазах (см. рис. 6.7) происходит выделение избы точной уц-фазы, и структура азотиро ванной зоны от поверхности к сердцеви не становится следующей: (е + у») — - у' - (а + yh) - а. При азотировании углеродистых ста лей с увеличением содержания углерода уменьшается скорость диффузии азота и возможно образование карбонитридных фаз. Азотированная сталь, имеющая на поверхности слой г-фазы, коррозионностойка в воде и в атмосферных усло виях. В системе F e-N е- и у'-фазы имеют сравнительно невысокую твер дость, соответственно H V 4500 и H V 5500 МПа. Значительно большая твердость достигается при азотирова нии специально легированных сталей — нитраллоев, которые содержат более ак тивные нитридообразующие элементы: Сг, Mo, Al, V, Ti. При азотировании структуры диффу зионной зоны легированных и углеро дистых сталей аналогичны. Однако ле гирование изменяет состав фаз и темпе ратурные границы их образования; при изотермической выдержке в процессе азотирования могут образовываться двухфазные слои в диффузионной зоне. Установлено, что при азотировании упрочнение a -фазы в легированных ста лях происходит по механизму старения пересыщенных твердых растворов. При образовании полностью когерентных зародышей нитридной фазы в ос-фазе легированных сталей наблюдается мак симальная твердость. Высокие твердость и износостойкость получаются после азотирования легиро ванной стали 38Х2МЮА, содержащей 0 ,3 5 -0 ,4 2 % С; 1,35-1,65% Сг; - 0 , 7 1,10% А1 и 0,15 —0,25% Мо. Комплекс ное легирование хромом, алюминием и молибденом позволяет повысить твер дость азотированного слоя до H V 12000. Молибден также устраняет отпускную хрупкость, которая может возникнуть при медленном охлаждении от темпера туры азотирования. Процесс азотирования - весьма дли тельная операция. Так, при обычном азотировании стали 38Х2МЮА диффу зионную зону толщиной около 0,5 мм получают при 500-520 °С за 55 ч вы держки. Такую же толщину зоны можно получить за 40 ч, если применить двух ступенчатый режим азотирования: 5 1 0 ° С -15 ч и 550°С -2 5 ч. По сравнению с цементованными азо тированные слои легированных сталей имеют более высокие твердость и изно состойкость. Однако азотирование ис пользуют реже, чем цементацию, из-за большей длительности процесса и мень шей толщины упрочненного слоя, что ограничивает величину контактных на грузок на поверхность детали. Ионное азотирование и цементация. Для активизации процессов в газовой среде и на насыщаемой поверхности применяют ионное азотирование (азоти- Химико-термическая обработка металлов и сплавов 117 роваыие в плазме тлеющего разряда). либо применением дополнительного При этом достигается значительное со внешнего нагрева цементуемых деталей. кращение общего времени процесса (в Исходной газовой средой являются 2-3 раза) и повышение качества азоти углеводороды, которые разбавляются рованной зоны. аргоном или азотом для предотвраще Процесс ионного азотирования ведут ния выделений сажи на насыщаемой по в стальном контейнере, который являет верхности. Сажа препятствует науглеро ся анодом. Катодом служат азоти живанию. При ионной цементации, как и при руемые детали. Через контейнер при ионном азотировании, наблюдается низком давлении пропускается азотсо ускорение диффузионного насыщения, держащая газовая среда (аммиак, азот особенно в начальной стадии, и сокра и др.). щение общей длительности технологи Вначале азотируемая поверхность ческого процесса по сравнению с тради очищается катодным распылением ционными способами цементации и азо в разреженном азотсодержащем газе тирования. или водороде. При напряжении около Одновременное насыщение поверхности 1000 В и давлении 13,33-26,66 Па ( 1 - 2 мм рт. ст.) ионы газа бомбарди стали углеродом и азотом. Исследования показали, что в ряде случаев совместное руют и очищают поверхность катода (деталей). Поверхность при этом нагре диффузионное насыщение стали азотом вается до температуры не более 200 °С. и углеродом позволяет получать опре деленные преимущества. Например, Затем устанавливается рабочий режим в диапазоне основных параметров: на азот способствует диффузии углерода, поэтому можно понизить температуру пряжение 300-800 В, давление 133,3-1333 Па (1-10 мм рт. ст.), удель диффузионного насыщения до 850 °С ная мощность 0,7-1 Вт/см2. Поверх и получить примерно такое же наугле роживание, как при цементации. В этом ность детали нагревается до требуемой температуры (450-550 °С) в результате случае уменьшится рост зерна аустенита бомбардировки положительными иона и последующую закалку можно прово ми газа. Ионы азота поглощаются по дить сразу же после некоторого подстуживания. Такой процесс называют ни верхностью катода (детали), а затем идет диффузия вглубь. Параллельно троцементацией, так как исходной сре с этим протекает процесс катодного дой является смесь цементирующего га распыления поверхности, что позволяет за с 3-5% аммиака, а в диффузионной проводить азотирование трудноазоти- зоне образуются карбонитриды. Нитроруемых сплавов, самопроизвольно по цементованный слой хорошо сопроти крывающихся защитной оксидной плен вляется износу и коррозии. кой, которая препятствует проникнове Нитроцементацию широко приме нию азота при обычном азотировании. няют на автомобильных и тракторных заводах для упрочнения поверхностей Ионное азотирование инструментов из быстрорежущей стали повышает стой нешлифуемых деталей. Одновременное насыщение стали кость в 2-5 раз в зависимости от усло углеродом и азотом можно также про вий резания. водить при температуре 820—860 °С в Наряду с ионным азотированием на расплавленных солях, содержащих циа чинают применять ионную цементацию деталей. В отличие от ионного азотиро нистый натрий. В ванне, содержащей 20 — 25% NACN, 2 5 - 5 0 % NaCl и 2 5 -5 0 % вания при ионной цементации требуется N a 2 C 0 3, за 1 ч выдержки при указан более высокая температура нагрева по верхности (900-1050 °С), что достигается ной температуре можно получить диф либо увеличением удельной мощности. фузионный слой толщиной примерно 118 Закономерности формирования структуры материалов мм, которы й после закалки от 820 —860 °С из ванны- и отпуска при 180-200°С приобретает поверхностную твердость H R C 58-62 и содерж ит при мерно 0,7 % С и 1 % N. Ц ианированны й слой по сравнению с цем ентованны м обладает более высокой износостой костью . П олагаю т, что -ггри активном участии кислорода воздуха в цианистой ванне протекаю т следую щ ие реакции: 0 ,3 2N aC N + 0 2 -> 2 N a C N O ; 2N aC N O + О 2 -* N a 2 C 0 3 + С О + 2N ; 2С О - » С 0 2 + С. Н ейтральны е соли N aC l и N a 2 C 0 3 добавл яю т для повыш ения температуры плавления ванны, что несколько ум ень ш ает испарение дорогих и ядовиты х солей при тем пературах цианирова ния. Сущ ественный недостаток цианирова ния - ядовитость цианистых солей, что требует принятия специальных м ер по охране труда и окруж аю щ ей сре ды. В связи с этим разработаны низко температурны е процессы насыщ ения азо то м и углеродом из расплавов не токсичных солей - цианатов и карбона тов. Такие процессы известны под названием «К арбонитрация» (СССР), «Тенифер» (ФРГ) и «М елонайт» (США). Специальными м ерам и (продувка ванны воздухом, охлаждение деталей в расплаве едкого натра и нитрита на трия) добиваю тся ликвидации о б разова ния ионов [ C N - ]. Для повыш ения стойкости бы строре жущего инструмента после закалки и высокого отпуска проводят карбонитрацию . В зависимости от вида инстру мента режим процесса устанавливаю т в следую щих пределах: температура расплава 530-570 °С, время выдержки 5-30 мин. 6.3. Диффузионное насыщение сплавов металлами и неметаллами Д ля многих деталей теплоэнергетиче ского м аш иностроения требую тся ж аро стойкие покры тия. Их поверхность д о л жна хорош о сопротивляться окисли тельном у действию рабочей или окру ж аю щ ей среды. Традиционны м и спосо б ам и получения таких покры тий являю тся алитирование (алю м инирование), хромирование и силицирование из порош ковы х смесей, содерж ащ их диф ф ундирую щ ий элемент, активи затор (N H 4 C1, N H 4J и др.) и нейтральны й по рош ок (ш ам от, глинозем и др.) для предотвращ ения спекания смеси. Н асы щ аем ы е детали вместе с порош ком упаковы ваю т в м еталлические кон тейнеры с плавким и затворам и , нагре ваю т в печи до 1000-1200 °С и вы держ и ваю т несколько часов д ля получения диффузионных слоев заданны х т о л щ ины и структуры. П рим еры некоторы х порош ковы х смесей приведены в табл. 6 .2 . ТАБЛИЦА 6.2. Составы порошковых смесей для алитирования, хромиро вания и силицирования Процесс химик о-терм ической обработки Состав смеси, % Алитиро вание 49-49,5 А1; 49 - 49,5 А12 0 3: 1 - 2 NH 4C1 99,5 FeAl; 0,5 NH 4 C1 Хромиро вание 50 FeCr; 43 A12 0 3; 7 NH 4C1 60FeCr; 38,8 каолина; 1,2 NH 4C1 Силициро 40 Si; 59 A12 0 3; 1 NH 4C1 вание 75FeSi; 20 шамот; 5N H 4 C1 В процессе химико-термической обработки в контейнере одновременно или последова тельно протекает несколько химических ре- Химико-термическая обработка мет аллов и сплавов 119 акций, которые имеют различное значение для ланного диффузионного насыщения. На ряду с основными или ведущими реакциями протекают побочные, иногда нежелательные превращения. Так, во время нагрева в алитирующей смеси протекают следующие реак ции: NH 4C I - N H ,+ НС1; N H 3 -* 1/2 N 2 + 3/2 H 2; 2HC1 + 2/3 Al -> 2/3 A1C13 + H2. Более легкие газы - водород, азот и хло ристый водород - частично выходят через от верстия или плавкий затвор контейнера, а более устойчивые и тяжелые пары хлори стого алюминия реагируют с алюминием по реакциям диспропорционирования Рис. 6 .8 . Зависимость равновесных составов хлоридов алюминия от температуры при суммарном давлении 9 ,8 -104 Па: 1 - A1CI; 2 - А1С12; 3 - AICI3 2/3 А1С13 + 4/3 АЫ2А1С1; 2/3 А1С13 + 1/ЗА1«±А1С12. Процесс алитирования различных сплавов происходит либо в результате выделения на насыщаемой поверхности алюминия по реак циям диспропорционирования, либо в ре зультате взаимодействия субхлоридов А1С12 и А1С1 с элементами насыщаемых сплавов по реакциям типа А1С12 + Fe - 2/3 А1С13 + 1/3 Fe 3Al; AlClj + Ni - 2/3 AICI3 + 1/3 NijAl; A1C12 + 1/3 Fe - 2/3 A1CI3 + 1/3 FeAl. В соответствии с приведенными реакция ми в контейнере в ходе диффузионного на сыщения алюминием восстанавливается А1С13, который вновь вступает в обратимые реакции. На этом принципе основан циркуля ционный метод диффузионного насыще ния металлов различными элементами. Так, для алитирования в хлоридной сре де достаточно в рабочую камеру уста новки, где находятся обрабатываемые детали и алюминий, ввести пары хлори стого алюминия после удаления возду ха. При температуре алитирования в ра бочей камере (муфеле) устанавливается термодинамическое равновесие соста вляющих газовой смеси (рис. 6.8), и процесс алитирования происходит в результате нарушения и восстановле- ния этого равновесия как вблизи насы щаемой поверхности, так и вблизи по верхности расплавленного алюминия. Циркуляционным методом можно проводить диффузионное насыщение не только алюминием, кремнием, хромом, но и рядом других элементов как в от дельности, так и совместно в специаль ной установке, схема которой показана на рис. 6.9. В замкнутом рабочем пространстве установки диффундирующие элементы переносятся при систематическом вос становлении газа-переносчика в резуль тате обратимых химических реакций. В муфеле установки предусматривается раздельное расположение насыщаемых деталей и материала, содержащего диф фундирующий элемент. Движущая сила циркуляционного процесса - перепад парциального давления газа-переносчи ка диффундирующего элемента между зонами расположения исходного мате риала и насыщаемого сплава. Перепад давлений порождается либо перепадом температур между зонами расположе ния диффундирующего элемента и дета лей, либо перепадом активностей диф фундирующего элемента в исходном материале и на поверхности насы щаемых деталей. Термодинамический расчет равновес- 120 Закономерности формирования структуры материалов Рис. 6.9. Схема циркуляционной установки для диффузионного насыщения металлов (Э —диффундирующий элемент, Д —насы щаемые детали): 1,6 —патрубки газопроводов; 2 —муфель; 3 — ре версивный вентилятор; 4 —крышка муфеля; 5 — направляющий цилиндр ного состава хлоридов алюминия при 900 °С показывает различие парциально го давления дихлорида алюминия (газапереносчика диффундирующего элемен та) над поверхностью алюминия, где активность ам = 1, и над поверхностью фазы FeAl, где aAi = 0,066. И з табл. 6.3 видно, что равновесное парциальное да вление дихлорида алюминия над по верхностью алюминия больше, чем над поверхностью FeAl, содержащего 50 ат. % алюминия. ТА БЛ И Ц А 6.3. Равновесный состав хлори дов алюминия над поверх ностью алюминия и фазы FeAl при 900°С Контактная поверхность Жидкий алюминий Фаза FeAl Равновесное парциальное давление, отн. ед. AlClj А1С12 А1С1 0,4530 0,5338 0,01414 0,7070 0,2908 0,00269 В результате принудительной цирку ляции или естественной конвекции в му феле установки обогащенная дихлори дом алюминия газовая среда, всту пая в контакт с насыщаемой поверх ностью, стремится изменить свой состав в сторону уменьшения парциального да вления А1С12, т . е. становится возмож ной реакция диспропорционирования с образованием А1С13 и выделением алюминия на насыщаемой поверхности. Таким же образом изменяется пар циальное давление монохлорида алю миния, однако при расчетной темпера туре 900 °С его давление мало, поэтому А1С1 в этих условиях практически не участвует в переносе алюминия. Диффузионное насыщение циркуля ционным методом можно проводить в изотермических условиях и при задан ном температурном перепаде между зо нами расположения деталей и диффун дирующего элемента. Для получения равномерных покры тий на деталях в муфеле циркуляцион ной установки поддерживается реверси руемое движение газовой среды. Циркуляционный метод позволяет по лучать качественные диффузионные многокомпонентные покрытия в хими чески чистой газовой смеси, без бал ластных добавок и попутного насыще ния другими элементами. Процесс можно вести в безводородной (взрывобезопасной) галогенидной среде без выхода этих газов в окружающую атмосфе ру. Ведущими обратимыми реакциями таких процессов могут быть, например, следую щие: ЗА1С12^А1 + 2А1С13; 3AUf±2Al + A1J3; 3A1F2?±A1 + 2A1F3; 2SiCl2*±Si + SiCl4; 2SiJ2«=»Si + SiJ4; CrJ2?*Cr 4" J2j 2TiJ2^ T i + TiJ4; 2B eC l B e + B e C l2 . I [ 1 Химико-термическая обработка металлов и сплавов 121 Для поддержания незатухающего циркулякоррозионно-стойкого сплава. Плот ционного процесса диффузионного насыще ность тока на катоде 0,08-0,25 А /см2. ния необходимо, чтобы рабочая газовая сре Электролизное борирование проводят да не вызывала обменных реакций с насы при температуре 880-980 °С в течение щаемым сплавом, затрудняющих восстано 2-5 ч. вление газа-переносчика. О возможности предполагаемых об Алитированию, хромированию и силицированию подвергают сплавы на же менных реакций можно судить по расчетам лезной, никелевой и других основах. свободной энергии Гиббса для температуры Эти диффузионные покрытия способны диффузионного насыщения. Реакция считается возможной при отрицательной величине защищать детали от окисления при вы свободной энергии Гиббса. соких температурах, так как на их по Насыщаемые металлы, как правило, дол верхности в окислительной среде обра жны образовывать менее устойчивые галогезуются плотные пленки из А12О э, Сг2О э ниды. чем диффундирующие элементы. и S i02, препятствующие диффузии кис В связи с этим на основании предвари лорода. тельных термодинамических расчетов уста Хромирование среднеуглеродистых навливают ведущие обратимые реакции, сталей (0,3-0,4 % С) приводит к повыше варьируя четырьмя галоидами (Cl, J, Вг, F). Для получения многокомпонентных по нию поверхностной твердости и износо крытий в рабочую камеру установки загру стойкости, так как на поверхности обра жают одновременно несколько диффунди зуется тонкий слой (0,025-0,030 мм) кар рующих элементов, проведя предварительно бида (Сг, Fe) 7C 3 или (Сг, Fe) 23 C 6 термодинамический расчет состава образую с твердостью H V 12000-13000. Не щейся газовой смеси. Диффузионные покрытия можно так же получать в расплавленных жидких средах. Применяют жидкофазное алитирование в расплавах на основе алюминия. Для предотвращения разъедания по верхности деталей в алюминиевую ван ну добавляют основной металл насы щаемой поверхности. Например, при алитировании сталей добавляют 3-4% Fe. Однако жидкофазное алитирование не получило распространения в связи с налипанием алюминия на насыщае мую поверхность и другими недостатка ми. Наиболее широко используется борирование сталей в расплавах буры с до бавками восстановителей - карбидов бо ра и кремния (70% Na2B40 7 + 30% В4С или 70%Na2B40 7 + 30%SiC). Насыще ние бором проводят при температуре 850-1050 °С в течение 2-10 ч. Электро лизное борирование в расплавленной буре значительно ускоряет процесс диф фузионного насыщения. Катодом явля ются борируемые детали, анодом — графитовые электроды либо тигель из смотря на низкую твердость (Н У 2000-3000), силицированный слой хорошо сопротивляется износу после предварительной пропитки маслом при 170-200°С. Высокой износостойкостью обладают диффузионные боридные покрытия. Из носостойкость борированной стали 45 в условиях трения скольжения выше в 4 —6 раз износостойкости цементован ных и в 1,5 —3 раза нитроцементованных сталей. Износостойкость двухфазных боридных слоев (FeB, Fe2B) в 1,5-2 раза выше износостойкости однофазных слоев (Fe2B), а в условиях абразивного изнашивания находится на уровне изно состойкости хромированных сталей. Диффузионными покрытиями можно значительно повысить коррозионную стойкость углеродистых сталей в разба вленных водных растворах неорганиче ских кислот. Наибольшей стойкостью к действию 10%-ного водного раствора азотной кислоты обладают хромотитанированные и хромоалитированные стали. Несколько уступают им хромированные 122 Закономерности формирования структуры материалов ТА БЛ И Ц А 6.4. Рекомендуемые защитные покрытия Агрессивная среда Защищаемый Диффун дирующие металл элементы 30 %-ная НС1 Ж елезо Сталь У8 В В 3%-ный NaCl Железо Сталь У8 T i-A l T i-A l 50 %-ная Железо C r-A l Оптимальные режимы химико-термичеЬкой обработки Темпе ратура, Вре Состав порошковой смеси, % мя, ч °С 60(35Na1B40 7 + 65 В, О ,) + 40SiC 70(75 N ^B 4 0 7 + 25В~0,) + 30SiC 1050 1050 6 7 96 [40 ALjOj + 60(53 Al + 47ТЮг)] + + 4A1F, 1050 6 95,5[39А12 0 3 + 61 (33 А1 + 67Сг20 3)] + 1090 6 1100 3 + 4,5 AlFj С Н 3СООН Сталь У8 Сг 96[40А120 3 + 60(10А1 + 90Сг20 3)] + + 4A1F3 и хромотитаноалитированные стали. Борированные стали хорошо сопроти вляются действию 10 %-ной серной и 30%-ной соляной кислоты. Бориро ванные и особенно хромосилицированные стали обладают высокой корро зионной стойкостью в 40%-ной фосфор ной кислоте. Хромированные стали устойчивы к коррозии в 3%-ном водном растворе хлористого натрия (морской воде), но лучшие результаты получены после цирконоалитирования и титаноалитирования сталей. Хромированные высокоуглеродистые стали обладают хорошей коррозионной стойкостью к действию 50%-ных водных растворов уксусной кислоты. Однако следует заметить, что все приведенные выше характеристики справедливы в том случае, когда диффу зионные покрытия имеют оптимальную для соответствующей агрессивной сре ды структуру. Следовательно, подоб ным рекомендациям должно предше ствовать исследование структуры по крытий и технологических режимов хи мико-термической обработки. Некоторые оптимальные режимы обработки приведены в табл. 6.4. Обработанные по оптимальным ре жимам диффузионного насыщения угле родистые стали по кислотостойкости не уступают дорогим хромоникелевым аустенитным сталям. 2 Материалы, применяемые в машинои приборостроении Раздел первый. Глава 7. Конструкционные материалы К О Н С Т РУ К Ц И О Н Н А Я П Р О Ч Н О С Т Ь М А ТЕРИ А ЛО В 7.1. Общие требования, предъявляемые к конструкционным материалам Конструкционными называю т м ате риалы, предназначенные для изготовле ния деталей машин, приборов, инже нерных конструкций, подвергающиеся механическим нагрузкам. Детали машин и приборов характеризуются больш им разнообразием форм, размеров, условий эксплуатации. Они работаю т при стати ческих, циклических и ударных нагруз ках, при низких и высоких температу рах, в контакте с различными средами. Эти факторы определяю т требования к конструкционным м атериалам , ос новные из которы х-эксплуатационные, технологические и экономические. Эксплуатационные требования имеют первостепенное значение. Д ля того чтобы обеспечить работоспособность конкретных машин и приборов, кон струкционный материал должен иметь высокую конструкционную прочность. Конструкционной прочностью назы вается комплекс механических свойств, обеспечивающих надежную и длитель ную работу м атериала в условиях экс плуатации. Механические свойства, определяю щие конструкционную прочность и вы бор конструкционного материала, рас смотрены ниже (см. п. 7.2). Требуемые характеристики механических свойств материала для конкретного изделия за висят не только от силовых факторов, но и воздействия на него рабочей среды и температуры. С реда-ж идкая, газообразная, ионизи рованная, радиационная, в которой ра ботает материал, оказывает существен ное и преимущественно отрицательное влияние на его механические свойства, снижая работоспособность деталей. В частности, рабочая среда может вы зы вать повреждение поверхности вслед ствие коррозионного растрескивания, окисления и образования окалины, из менение химического состава поверх ностного слоя в результате насыщения нежелательными элементами (например, водородом, вызывающ им охрупчива ние). К ром е того, возможны разбухание и местное разрушение материала в ре зультате ионизационного и радиацион ного облучения. Д ля того чтобы проти востоять рабочей среде, материал дол жен обладать не только механическими, но и определенными физико-химически ми свойствами: стойкостью к электро химической коррозии, жаростойкостью (окалиностойкостью — устойчивостью к химической коррозии), радиационной стойкостью, влагостойкостью, способ ностью работать в условиях вакуума и др. Температурный диапазон работы со временных материалов очень ш и р о к -о т -269 до 1000 °С, а в отдельных случаях до 2500 °С. Д ля обеспечения работоспо собности при высокой температуре от м атериала требуется жаропрочность, а при низкой температуре-хладостойкость. В некоторых случаях важно так же требование определенных м аг нитных, электрических, тепловых свойств, высокой стабильности разме ров деталей (особенно высокоточных деталей приборов). Технологические требования (техноло гичность материала) направлены на обеспечение наименьшей трудоемкости изготовления деталей и конструкций. Технологичность материала характери зую т возможные методы его обработки. Конструкционная прочность материалов Она оценивается обрабатываемостью резанием, давлением, свариваемостью, способностью к литью, а также прокаливаемостью, склонностью к деформа ции и короблению при термической обработке. Технологичность материала имеет важное значение, так как от нее зависят производительность и качество изготовления деталей. Экономические требования сводятся к тому, чтобы материал имел невысо кую стоимость и был доступным. Стали и сплавы по возможности должны со держать минимальное количество леги рующих элементов. Использование ма териалов, содержащих легирующие эле менты, должно быть обосновано повы шением эксплуатационных свойств дета лей. Экономические требования, так же как и технологические, приобретают особое значение при массовом масшта бе производства. Таким образом, качественный кон струкционный материал должен удовле творять комплексу требований. 7.2. Конструкционная прочность материалов и критерии ее оценки Конструкционная прочность - ком плексная характеристика, включающая сочетание критериев прочности, надеж ности и долговечности. Критерии прочности материала выби рают в зависимости от условий его ра боты. Критериями прочности при стати стических нагрузках являются времен ное сопротивление а , или предел теку чести сг0 2 (от), характеризующие сопро тивление материала пластической деформации1. Поскольку при работе большинства деталей пластическая де 1 Характеристики ст и о 0 2 используют также для оценки прочности деталей при кратковре менных циклических перегрузках и при малом чис ле циклов ( < 103). 125 формация недопустима, то их несущую способность, как правило, определяют по пределу текучести. Для приближен ной оценки статической прочности ис пользуют твердость НВ (для стали справедливо эмпирическое соотношение ств = НВ/ 3). Большинство деталей машин испыты вает длительные циклические нагрузки. Критерий их прочности - предел вынос ливости csR (при симметричном круго вом изгибе ст_,). По величине выбранных критериев прочности рассчитывают допустимые рабочие напряжения. При этом, чем больше прочность материала, тем боль ше допустимые рабочие напряжения и тем самым меньше размеры и масса детали. Однако повышение уровня прочности материала и, как следствие, рабочих на пряжений сопровождается увеличением упругих деформаций Б упр = о /Е , где £ - модуль нормальной упругости. Для ограничения упругой деформации материал должен обладать высоким мо дулем упругости (или сдвига), являю щимся критерием его жесткости. Имен но критерии жесткости, а не прочности обусловливают размеры станин стан ков, корпусов редукторов и других дета лей, от которых требуется сохранение точных размеров и формы. Возможно и противоположное требо вание. Для пружин, мембран и других чувствительных упругих элементов при боров, наоборот, важно обеспечить большие упругие перемещения. По скольку eJ?,pX= ступр /Е, то от материала требуются высокий предел упругости и низкий модуль упругости. Для материалов, используемых в авиационной и ракетной технике, важ ное значение имеет эффективность мате риала по массе. Она оценивается удельными характеристиками: удельной прочностью CTB/(pg) [р — плотность, g — 126 Материалы, применяемые в машине- и приборостроении ускорение с в о б о д н о го п ад ен и я], у д ел ь ной ж естко стью E /(p g ). Т аки м о б р азо м , в качестве критериев кон струкционной прочности в ы б и р аю т те характеристики , ко то р ы е наиболее пол н о о т р а ж а ю т п рочность в условиях эксплуатации. К р о м е стан д ар тн ы х м еханических ха рактери сти к а в и ст0 2, значения которы х определены Г О С Т о м и о ц ен и ваю т м е таллургическое и технологическое каче ство м атер и ал а, д л я оценки кон струк ци онной прочности необходи м ы х ар ак теристики прочности при рабочих т е м пературах и в эксплуатац ионн ы х средах. Н апри м ер, д ля расчета на прочность вал а, р а б о т а ю щ е го во вл аж ной а т м о сф ере при 250 °С, н еобходи м ы ст„, о о 2, Е д л я тако й тем п ер ату р ы , а такж е определенны й во влаж ной среде и при нагреве. Н адеж ност ь - свойство м а те р и а л а п р о ти в о сто я ть хрупком у разруш ению . Хрупкое разруш ен ие вы зы вает вне запны й о тказ д еталей в условиях эксплуатации. О но считается наиболее о пасны м из-за протекан ия с б о льш о й скоростью при напряж ениях ниже р а с четных, а такж е во зм ож н ы х аварийны х последствий 1. Д л я предупреж дения хрупкого р азр у ш ения конструкционны е м атер и ал ы долж ны о б л а д а ть достато чн о й пластич ностью (8 , v)/) и ударной вязкостью (K C U ). О д н ако эти п ар ам етр ы надеж но сти, определенны е на небольш их л а б о раторн ы х об р азц ах без учета условий эксплуатации конкретной детали, д о ста точно п оказательн ы л и ш ь д л я м ягких м ал оп рочн ы х м атер и ало в. М еж ду тем стрем ление к ум еньш ению м е та л л о е м кости конструкций ведет к более ш и р о ком у прим енению вы сокопрочны х и, как правило, м енее пластичны х м атер и ало в с повы ш енной склонн остью к хрупком у разруш ению . Н еобход им о такж е учиты 1 Известно немало аварий из-за хрупкого раз рушения корпусов судов, ферм мостов, трубопро водов и других конструкций. в ать то, что в условиях эксплуатац ии д ей ству ю т ф ак то р ы , д о п о л н и тел ьн о сн и ж аю щ и е их пласти чн ость, вязкость и у велич иваю щ ие о п асн о сть хрупкого р азруш ен ия. К т а к и м ф а к т о р а м о т н о сятся к он ц ен траторы напряж ений (н ад резы), /пониж ение тем п ер ату р ы , д и н ам и ческие нагрузки, увеличение р а зм ер о в д етал ей (м асш табн ы й ф актор). Д л я т о го чтобы и зб еж ать внезап ны х п о л о м о к в условиях эксплуатац ии, необ х о д и м о у ч и ты вать тр ещ и н о сто й ко сть м атер и ал а. Т р е щ и н о с т о й к о с т ь -г р у п п а п ар ам етр о в надеж ности, х ар а к тер и зу ю щ их способ н ость м ате р и а л а т о р м о зи т ь р азви ти е трещ ины . Количественная оценка трещиностойкости основывается на линейной механике разру шения. В соответствии с ней очагами разру шения высокопрочных материалов служат небольшие трещины эксплуатационного или технологического происхождения (могут воз никать при сварке, термической обработке), а также трещиноподобные дефекты (неме таллические включения, скопления дислока ций и т. п.). Трещины являются острыми концентраторами напряжений, местные (ло кальные) напряжения в вершине которых мо гут во много раз превышать средние рас четные напряжения (рис. 7.1). Для трещины длиной / и радиусом г на пряжение в вершине ш И Н ш И (7-1) Рис. 7.1. Концентрация напряжений вблизи эллиптической трещины Конструкционная прочность материалов Концентрация напряжений тем больше, чем длиннее трещина и острее ее вершина. Для пластичных материалов опасность та ких дефектов невелика. В результате переме щения дислокаций у вершины трещины про текает местная пластическая деформация, которая вызывает релаксацию (снижение) ло кальных напряжений и их выравнивание. К тому же увеличение плотности дислокаций и вакансий в вершине трещины сопрово ждается ее затуплением, и дефект перестает играть роль острого концентратора напря жений. Хрупкие материалы, наоборот, чрезвычай но чувствительны к надрезам. В силу того, что дислокации заблокированы и пластиче ская деформация невозможна, при увеличе нии средних напряжений локальные напря жения о?*1 повышаются настолько, что вы зывают разрыв межатомных связей и раз витие трещины. Рост трещины не тор мозится, как в пластичных материалах, а, наоборот, ускоряется. После достиже ния некоторой критической величины насту пает самопроизвольный лавинообразный рост трещины, вызывающей хрупкое разру шение. Так как высокопрочные материалы обла дают определенной пластичностью, то для них реальную опасность представляют тре щины не любых размеров, а только критиче ской длины /кр. Подрастание трещины до /кр тормозится в них местной пластической де формацией. Но при определенном сочетании рабочего напряжения и длины дефекта рав новесное положение трещины нарушается, и происходит самопроизвольное разрушение. Оценку надежности высокопрочных мате риалов по размеру допустимого дефекта (меньше критического) проводят по крите риям Ж. Ирвина. Им предложено два крите рия трещиностойкости, из которых наиболь шее применение имеет критерий К. Крите рий К называют коэффициентом интенсив ности напряжений в вершине трещины. Он определяет растягивающие напряжения а в любой точке (рис. 7.2) впереди вершины трещины: о у— K / y i n x . (7.2) Знаменатель дроби обращается в единицу при х ж 0,16, поэтому К численно равен а , на расстоянии ~ 0,16 мм от вершины трещины. Критерий К для наиболее жесткого нагру жения (плоская деформация растяжением) 127 Рнс. 7.2. Зависимость напряжения от рас стояния от вершины трещины обозначают К х, а при достижении критиче скою значения, когда стабильная трещина переходит в нестабильную,--К ,с. Критерий К и показывает, какого значения (интенсив ности) достигает"*напряжение вблизи вер шины трещины в момент разрушения. Он связывает приложенное среднее напряжение с критической длиной трещины: (7.3) где а - безразмерный коэффициент, характе ризующий геометрию трещины. Из соотношения (7.3) следует, что К 1( имеет размерность МПа м м 1'2. Значение К 1г определяют эксперименталь но на образцах с надрезом и с заранее со зданной на дне этого надреза усталостной трещиной (рис. 7.3). Для расчета К 1с при на гружении образца фиксируют усилие в мо мент подрастания трещины на некоторую величину и перехода ее к нестабильному рас пространению. В еличина К Хс зависит о т степени п л а стической д еф о р м ац и и у верш ины тре щ ины (ее затуплении) и характери зует сопр о ти вл ен и е р азви ти ю вязкой т р е щ ины . П о этой причине критерий К 1с н а зы в аю т вя зк о стью разруш ен ия. Ч ем Рис. 7.3. Образец определения К 1с 128 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Рис. 7.4. Зависимость критического напря жения ст от размера дефекта / для двух ма териалов (/ и II) с разным значением К1с (К\1> ДГ{е) он больше, тем выше сопротивление материала вязкому разруш ению и его надежность. К ром е качественной харак теристики надежности, К 1с дополняет параметры ст0 2 и Е при расчетах на прочность деталей из высокопрочных материалов (сталей с ств ^ 1200 М П а, титановых сплавов с ств > 800 М П а и алюминиевых сплавов с ств > > 450 МПа). Он позволяет определить безопасный разм ер трещины при из вестном рабочем напряжении или, на оборот, безопасное напряжение при из вестном размере дефекта. Например, при рабочем напряжении стр (рис. 7.4) трещ ина длиной / будет безопасной для м атериала II (кривая II) и вызовет раз рушение в материале I (кривая I), имею щего меньшее значение K lc (K ic < K I1Ic). Для оценки надежности м атериала ис пользую т также параметры: 1) ударную вязкость K C V и К С Т ; 2) темпера турный порог хладноломкости t so. О д нако эти параметры только каче ственные, непригодные для расчета на прочность. П арам етром K C V оценивают пригод ность м атериала для сосудов давления, трубопроводов, и других конструкций повышенной надежности. П араметр К С Т , определяемый на образцах с трещиной усталости у осно вания надреза, более показателен. Он характеризует работу развития тре щины при ударном изгибе и оценивает способность м атериала торм озить на чавшееся разрушение. Если материал имеет К С Т = 0, то это означает, что процесс его разруш ения идет без за траты работы. Такой м атериал хрупок^ эксплуатационно ненадежен. И, наобо рот, чем больш е параметр К С Т , опреде ленный при рабочей температуре, тем выше надежность м атериала в условиях эксплуатации. К С Т , так же как и K ic, учитываю т при выборе материала для конструкций особо ответственного на значения (летательных аппаратов, рото ров турбин и т. п.). П орог хладноломкости характеризует влияние снижения температуры на склонность материала к хрупкому раз рушению. Его определяю т по результа там ударных испытаний образцов с над резом при понижающейся температуре. Сочетание при таких испытаниях удар ного нагружения, надреза и низких тем ператур-основны х факторов, способ ствующих охрупчиванию, важно для оценки поведения материала при экстре мальных условиях эксплуатации. Порог хладноломкости кси t ’c Работа зарождения трещины Работа развития трещины t* ^so Рис. 7.5. Влияние температуры испытания на процент вязкой составляющей в изломе (В) и ударную вязкость материала KCU, КСТ Конструкционная прочность материмое На переход от вязкого разрушения к хрупкому указы ваю т изменения строе ния излом а и резкое снижение ударной вязкости (рис. 7.5), наблю даем ое в ин тервале температур (t, —f*) (граничные значения температур вязкого и хрупкого разрушения). Строение излом а изме няется о т волокнистого м атового при вязком разруш ении (t ^ гв) до кристал лического блестящ его при хрупком раз рушении (г ^ гJ . П орог хладноломкости обозначаю т интервалом температур (г„ —1„) либо одной температурой f50, при которой в изломе образца имеется 50% волокнистой составляющ ей, и ве личина К С Т снижается наполовину. О пригодности м атериала для работы при заданной температуре судят по тем пературному запасу вязкости, равному разности температуры эксплуатации и t 50. При этом, чем ниже температура перехода в хрупкое состояние по отно шению к рабочей температуре, тем больш е температурный запас вязкости и выш е гарантия от хрупкого разруш е ния. На рис. 7.6 показан случай, когда ударная вязкость двух сталей при тем пературе эксплуатации, равной 2 0 °С, одинакова. О днако переход в хрупкое состояние стали М (мелкозернистая) за канчивается при -4 0 °С, а стали К (круп нозернистая) при 0°С . По сравнению с температурой эксплуатации t1 запас вязкости у стали М составит 60 °С, а К С и ,М Д ж / м 2 Рас. 7.6. Зависимость ударной вязкости от температуры испытания стали (0,22% С): М —мелкозернистая; АС—крупнозернистая; температурный запас вязкости 5 Под ред. Б. Н. Арзамасова / — 129 у стали К - 20 °С. С таль М более надеж на в работе, так как возможное пониже ние температуры эксплуатации относи тельно расчетной при наличии трещин и ударной нагрузки не вызовет в ней хрупкого разрушения. Долговечность — свойство материала сопротивляться развитию постепенного разрушения (постепенного о т к а за )1, обеспечивая работоспособность деталей в течение заданного времени (ресурса). Причины потери работоспособности (постепенного отказа) разнообразны : развитие процессов усталости, изнаши вания, ползучести, коррозии, радиацион ного разбухания и пр. Эти процессы вы зы ваю т постепенное накопление не обратимы х повреждений в материале и его разрушение. Обеспечение долго вечности м атериала означает уменьше ние до требуемых значений скорости его разрушения. Д ля больш инства деталей маш ин (бо лее 80%) долговечность определяется сопротивлением материала усталост ным разрушениям (циклической долго вечностью) или сопротивлением изна шиванию (износостойкостью). П оэтому эти причины потери работоспособности материала требую т подробного рассмо трения. Циклическая долговечность характе ризует работоспособность материала в условиях многократно повторяю щ их ся циклов напряжений. Цикл напряже ния-совокупность изменения напряже ния между двумя его предельными значениями o mtl и а тш в течение перио да Т. При экспериментальном определении сопротивления усталости материала за основной принят синусоидальный цикл изменения напряжения (рис. 7.7). Он ха рактеризуется коэффициентом асимм е трии цикла R — crmm/crmax; амплитудой напряжения а„ = ( а тих —а т т ) / 2 ; средним напряжением цикла стт = (о та, + a min) / 2 . 1 Постепенный отказ—потеря материалом рабо тоспособности, при наступлении которой летали заменяют без угрозы аварийных последствий. 130 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении Рис. 7.8. Излом уста лостного разрушения: / —очаг зарождения тре щины ; 2 —зона устало сти; 3 —зона долома (схема) Рис. 7.7. Синусоидальный цикл изменения напряжений Различают симметричные циклы (R = -1 ) и асимметричные {R изменяется в широких пределах). Различные виды циклов характеризуют различные ре жимы работы деталей машин. Процессы постепенного накопления повреждений в материале под дей ствием циклических нагрузок, приводя щие к изменению его свойств, образова нию трещин, их развитию и разруше нию, называют усталостью, а свойство противостоять усталости-вы носли востью (ГОСТ 23207-78). Разрушение от усталости по сравне нию с разрушением от статической на грузки имеет ряд особенностей. 1. Оно происходит при напряжениях, меньших, чем при статической нагрузке; меньших предела текучести или времен ного сопротивления. 2. Разрушение начинается на поверх ности (или вблизи от • нее) локально, в местах концентрации напряжений (де формации). Локальную концентрацию напряжений создают повреждения по верхности в результате циклического нагружения либо надрезы в виде следов обработки, воздействия среды. 3. Разрушение протекает в несколько стадий, характеризующих процессы на копления повреждений в материале, образования трещин усталости, посте пенное развитие и слияние некоторых из них в одну магистральную трещину и быстрое окончательное разрушение. 4. Разрушение имеет характерное строение излома, отражающее последо- вательность процессов усталости. И з лом состоит из очага разрушения (места образования микротрещин) и двух зон - усталости и долома (рис. 7.8). Очаг разрушения примыкает к поверхности и имеет небольшие размеры и гладкую поверхность. ЗоНу •усталости формирует последовательное развитие трещины усталости. В этой зоне видны харак терные бороздки, которые имеют кон фигурацию колец, что свидетельствует о скачкообразном продвижении тре щины усталости. Зона усталости разви вается до тех пор, пока в уменьшаю щемся рабочем сечении напряжения воз растут настолько, что вызовут его мгно венное разрушение. Эту последнюю ста дию разрушения характеризует зона долома. О способности материала работать в условиях циклического нагружения су дят по результатам испытаний образцов на усталость (ГОСТ 25.502-79). Их про водят на специальных машинах, со здающих в образцах многократное на гружение (растяжение-сжатие, изгиб, кручение). Образцы (не менее 15 шт.) испытывают последовательно на раз ных уровнях • напряжений, определяя число циклов до разрушения. Резуль таты испытаний изображают в виде кривой усталости, которая в логариф мических координатах: максимальное напряжение цикла сттах (или ств)-чи сло циклов нагружений N состоит из участ ков прямых линий (рис. 7.9). Горизон тальный участок определяет напряже ние, которое не вызывает усталостного разрушения после неограниченно боль шого или заданного (базового JV6) числа Конструкционная прочность материалов Рис. 7.9. Кривые усталости: I —для стали; 2 — для цветных металлов 131 2) циклическую долговечность - число циклов (или ' эксплуатационных часов), которые выдерживают материал до образования усталостной трещины определенной протяженности или до усталостного разрушения при заданном напряжении. Долговечность также мо жет быть неограниченной (при а тах < < o _ t) и ограниченной (при а тах > а_х). Кривые выносливости в области огра ниченной долговечности определяют на основе статистической обработки ре зультатов испытаний. Это связано с значительным разбросом долговечно сти из-за ее высокой чувствительности к состоянию поверхности образцов. Кроме определения рассмотренных выше критериев многоцикловой вынос ливости, для некоторых специальных случаев применяют испытания на мало цикловую усталость. Их проводят при высоких напряжениях (выше о 02) и ма лой частоте нагружения (обычно не более 5 Гц). Эти испытания имитируют усло вия работы конструкций (например, са молетных), которые воспринимают ред кие, но значительные по величине цикли ческие нагрузки. База таких испытаний не превышает 5- 104 циклов, поэтому малоцикловую усталость материала ха рактеризует левая верхняя ветвь кривой усталости (см. рис. 7.9). циклов if. Это напряжение представляет собой физический предел выносливости a R (R — коэффициент асимметрии цикла), при симметричном цикле a _ t. На клонный участок кривой усталости ха рактеризует ограниченный предел вы носливости, равный напряжению стк, которое может выдержать материал в течение определенного числа циклов № . Кривые с горизонтальным участком типичны для сталей при невысоких тем пературах испытаний. Кривые без гори зонтального участка (кривая 2 на рис. 7.9) характерны для цветных метал лов, а также для всех материалов, рабо тающих при высоких температурах или в коррозионной среде. Такие материалы имеют только ограниченный предел вы носливости. Кривые усталости позволяют опреде лить следующие критерии выносливо сти: 1) циклическую прочность-физиче ский или ограниченный предел выносли вости. Она характеризует несущую спо собность материала, т. е. то наиболь шее напряжение, которое он способен выдержать за определенное время ра боты; 1 За базу испытаний JV, (отвечает точке начала горизонтального участка или точке перегиба) принимают 107 циклов для стали и 10е циклов для цветных металлов. 5* Рис. 7.10. Обобщенная диаграмма усталост ного разрушения (схема): / —стадия постепенного накопления повреждений до возникновения трещины усталости; II — стадия распространения трещины; III —стадия долома 132 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении Кривые усталости характеризую т ста дию разруш ения и не отраж аю т про цессы, предшествующие разрушению. Более показательна обобщ енная диа грам м а усталости (рис. 7.10). О на содер жит дополнительные линии (штри ховые), выделяющ ие в процессах уста лости три стадии. О бобщ енная диаграм м а позволяет установить дополнительные критерии выносливости. Из них наиболее важное значение имеет живучесть, определяемая скоростью роста трещины усталости (СРТУ). Живучесть характеризует спо собность м атериала работать в повре жденном состоянии после образования трещины (в Области II на рис. 7.10). Живучесть (С Р Т У )-критерий надеж ности материала. С его помощ ью про гнозируют работоспособность детали, рассчитанную на циклическую проч ность по ограниченному пределу вынос ливости. При высокой живучести (малой СРТУ) можно своевременно путем де фектоскопии обнаружить трещину, за менить деталь и обеспечить безаварий ную работу. Механизм усталостного разрушения связан с развитием и накоплением в по верхностном слое микропластической деформации и основан на движении дислокаций. Возможность их перемеще ния при напряжениях ниже предела те кучести обусловлена анизотропией кри сталлов и их случайной ориентацией. В отдельных кристаллах при небольших средних напряжениях могут возникать напряжения, достаточные для перемеще ния слабозакрепленных дислокаций. Кроме того, для тонких поверхностных слоев (в 1 - 2 зерна) характерно низкое напряжение работы источников дисло каций Франка - Рида. По этим причинам Рис. 7.11. Схема расположения линий сколь жения в экструзиях (/) и интрузиях (2) в мягких (отожженных) металлах уже на ранней стадии нагружения (1-5% от об щего числа циклов до разрушения) на блю даю тся ранняя микропластическая деформация и повреждение тонких по верхностных слоев. М икропластическая деформация проявляется в образовании на поверхности линий сдвига (скольже ния), плотность которых растет с увели чением числа циклов. По мере выхода дислокаций на поверхность усиливается ее повреждение в виде возникающих ступенек. Линии скольжения расши ряются в полосы скольжения и посте пенно перерождаются в экструзии и ин трузии (рис. 7.11). Экструзия — выдав ливание, интрузия - углубление полос скольжения. Экструзии и интрузии фор мируют пикообразный рельеф поверх ности, состоящий из выступов и острых впадин (рис. 7.12). В падин ы -м еста кон центрации деформации и, как следствие, вакансий, дислокаций. И з-за их высокой плотности здесь возникаю т микропоры, рыхлоты, которые, сливаясь, образуют субмикротрешины. Развитие и объеди нение субмикротрещин ведет, в свою очередь, к образованию микротрещин. При напряжениях, меньших предела выносливости, Микротрещины остаются 10пт Рис. 7.12. Профиль поверхности алюминия после циклического нагружения Конструкционная прочность материалов 133 в наруж ном слое толщ иной не более том концентрации напряжений К а разм ера зерна, поскольку границы зе = ст_ 1 /ст_1к, под которы м пон им аю т рен -б ар ь ер ы для их распространения. отнош ение предела выносливости При напряж ениях вы ш е предела вынос гладкого об разц а ст_г к пределу вы ливости м икротреш ины преодолеваю т носливости такого же образца с кон границы зерен, сливаю тся, образуя м а цен тратором напряжений ст_1к. Предел вы носливости снижается так гистральную трещ ину усталости. Т ре же с увеличением разм еров деталей щ ина усталости растет прер ы ви сто скачками, связанны м и с м естной пласти (м асш табны й ф актор) и более интенсив но под влиянием коррозионной среды, ческой деф орм ацией (наклепом) м етал л а у ее вершины. Д л я распространения тр е вы зы ваю щ ей повреж дение поверхности щ ины на некоторую длину необходим о, в виде углублений, сетки трещ ин и дру чтобы у ее верш ины б ы ла исчерпана гих концентраторов напряжений. пластичность. П о этой причине у пла Совместное влияние различных факторов стичных м етал л о в сопротивление рас на предел выносливости в расчетах оцени вается коэффициентом (Кя)0 = o -i/(a_ i)p , пространению трещ ины усталости м ного выше, чем ее зарож дению . У вели показывающим, во сколько раз предел вы чению сопротивления зарож дению т р е носливости гладкого образца диаметром щ ины усталости способствует структур 10 мм больше предела выносливости де-. тали: ное состояние, препятствую щ ее движ е (K e)t> = (К „/е. + 1/Р — 1) 1/Рупр* (7.4) нию дислокаций и их выходу на поверх ность. Т акое структурное состояние на где Ев —масштабный фактор, характеризую иболее эффективно создается поверх щий уменьшение несущей способности де тали при увеличении ее поперечного раз ностны м упрочнением. Циклическая долговечность и проч мера: Р —коэффициент, учитывающий влия ность зависят о т б о льш о го числа ф акто ние шероховатости поверхности (в корро ров, из которы х реш аю щ ее значение зионных средах заменяется на Рк0рр); Рупр — коэффициент, характеризующий эффектив им ею т структура и напряж енное состоя ность поверхностного упрочнения. ние поверхностного слоя, качество по Из соотношения 1 (7.4) следует, что влия верхности и воздействие коррозионной ние факторов на несущую способность дета среды. Н аличие на поверхности о ста ли тем слабее, чем ближе к единице значение точных напряж ений сж атия затрудняет коэффициентов К„, е„ и Р и больше коэффи циент поверхностного упрочнения рупр. об разование и развитие трещ ин устало сти и, как следствие, способствует уве И зносостой кость - свойство м атери а личению предела вы носливости. Р езко ла оказы вать в определенных условиях отрицательное влияние оказы ваю т на трения сопротивление изнаш иванию . пряжения растяж ения и м ногочисленны е И знаш ивание — процесс постепенного концентраторы напряж ений: разруш ения поверхностных слоев м ате конструктивны е - изменение ф орм ы ри ал а путем отделения его частиц под сечения детали: галтели, отверстия, ка влиянием сил трения. Результат изна навки, проточки и т. п.; ш ивания назы ваю т износом. Его опре технологические — м икронеровности деляю т по изменению разм еров (ли поверхности, риски и другие следы м е нейный износ), уменьш ению объем а или ханической обработки; м ассы (объемный или м ассовы й износ). металлургические — внутренние д е И зносостойкость м атери ала оцени фекты в виде пор, раковин, нем еталли ваю т величиной, об ратной скорости vh ческих вклю чений (оксидов, сульфидов, силикатов и др.). Влияние концентраторов напряжений 1 Аналогичные соотношения справедливы и для касательных напряжений. оцениваю т эффективным коэффициен 134 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении Рис. 7.13. Изменение износа во времени (схема) или интенсивности J h изнашивания. Скорость и интенсивность изнашивания представляют собой отношение износа соответственно к времени или пути тре ния. Чем меньше значение Скорости из нашивания при заданном износе Ah, тем выше ресурс работы t узла трения: t = Ah/vh. Скорость изнашивания и износ зави сят от времени. Существуют три перио да износа (рис. 7.13): I-н ач ал ь н ы й пе риод или период приработки, при кото ром изнашивание протекает с постоян но замедляющ ейся скоростью; I I - п е риод установившегося (нормального) из носа, для которого характерна неболь ш ая и постоянная скорость изнашива ния; III-п е р и о д катастрофического из носа. Обеспечение износостойкости свя зано с предупреждением катастрофиче ского износа, уменьшением скоростей начального, и установившегося изнаши вания. Э та задача решается рацио нальным выбором м атериала трущихся пар и способа его обработки. При выбо ре материала необходимо учитывать, что критерии его износостойкости зави сят не только от свойств поверхностно го слоя материала, но в сильной сте пени от условий его работы. Условия работы отличаются таким большим разнообразием, что не существует уни версального износостойкого материала. М атериал, устойчивый к изнашиванию в одних условиях, может катастрофиче ски быстро разруш аться в других. И зно состойкость материала при заданных условиях трения, как правило, опреде ляется экспериментальным путем. Долговечность деталей, работаю щ их при высоких температурах (детали энер гетических установок, реактивных дви гателей), определяется скоростью ползу чести - скоростью развития пластиче ской деформации при постоянном (ниже предела текучести) напряжении. О грани чение скорости ползучести достигается применением жаропрочных материалов (см. п. 14.3). Долговечность деталей, работаю щ их в атмосфере нагретых сухих газов или жидких электролитов, зависит соответ ственно от скорости химической или электрохимической коррозии. Р абото способность в таких средах сохраняю т жаростойкие и коррозионно-стойкие м а териалы (см. пп. 14.2 и 14.1). Таким образом, работоспособность м атериала детали в условиях эксплуата ции характеризую т следующие крите рии конструкционной прочности: 1) критерии прочности ств, ст0 2, а _ 1( которые при заданном запасе прочности определяют допустимые рабочие напря жения, массу и размеры деталей; 2) модуль упругости Е, который при заданной геометрии детали определяет величину упругих деформаций, т. е. ее жесткость; 3) пластичность 5, i|/, ударная вяз кость К С Т , K C V , K C U , вязкость разру шения К 1с, температурный порог хлад ноломкости t50, которые оценивают надежность материала в эксплуатации; 4) циклическая долговечность, скоро сти изнашивания, ползучести, коррозии, определяющие долговечность материа ла. 7.3. М етоды повышения конструкционной прочности Высокая прочность и долговечность конструкций при минимальной массе и наибольшей надежности достигаются технологическими, металлургическими и конструкторскими методами. Конструкционная прочность материалов 135 Наибольшую эффективность имеют других близко расположенных дислока технологические и металлургические ме ций. В связи с этим чем больше плот тоды, цель которы х-повы ш ение меха ность дислокаций, тем выше сопротив нических свойств и качества материала. ление пластическому деформированию. Теория дислокаций дает следующую Из механических свойств важней ш ее-прочность материала, повышение зависимость между пределом текучести которой при достаточном запасе пла стт и плотностью дислокаций р: стичности и вязкости ведет к снижению Стт = ст0 + a ^ G ] / р , материалоемкости конструкции и в из вестной степени к повышению ее надеж где ст0- предел текучести до упрочне ности и долговечности. ния; а - коэффициент, учитывающий Прочность-свойство, зависящее от вклад других механизмов торможения энергии межатомной связи, структуры дислокаций; Ь - вектор Бюргерса; и химического состава материала. Энер G - модуль сдвига. гия межатомного взаимодействия не Целесообразно увеличивать плот посредственно определяет характеристи ность дислокаций до 1012 см -2 . При ки упругих свойств (модули нормальной большем значении в силу неравномер упругости и сдвига), а также так назы ного распределения структурных дефек ваемую теоретическую прочность. тов отдельные объемы материала пере Модули нормальной упругости сыщаются дислокациями. Это вызывает и сдвига являются константами мате нарушение сплошности в виде субмириала и структурно нечувствительны. кроскопических трещин и снижение Теоретическая прочность (сопротивле прочности. 2. Создание дислокационных барье ние разрыву межатомных связей) в ре альных кристаллах из-за наличия струк ров в виде границ зерен, субзерен, дис турных дефектов не достигается. Реаль персных частиц вторичных фаз. По ная прочность на два-три порядка ниже добные препятствия на пути движения теоретической и определяется не столь дислокаций требуют дополнительного ко межатомными силами связи, сколько повышения напряжения для их продви жения и тем самым способствуют структурой материала. В гл. 4 указывалось, что уровень про упрочнению. Роль эффективного барьера выпол чности (сопротивление пластической де няют границы зерен и субзерен (блоков формации) зависит главным образом от легкости перемещения дислокаций. мозаики). Скользящая дислокация выну В связи с этим современные методы по ждена останавливаться у этих границ, вышения прочности материала осно поскольку в соседних зернах (субзернах) ваны на создании такого структурного плоскость скольжения имеет другую состояния, которое обеспечивало бы ориентацию. Повышение прочности при зерна (или субзерна) максимальную задержку (блокировку) измельчении дислокаций. Методы упрочнения рас описывается уравнением Холла —Петча: смотрены в предыдущем разделе. На а г = ст0 + к / у d, помним, что к ним относятся легирова ние, пластическая деформация, термиче где а 0 -напряжение, необходимое для ская, термомеханическая и химико-тер движения свободной дислокации; характеризующий мическая обработка. Повышение проч к - коэффициент, ности указанными методами основано прочность блокирования дислокаций; на ряде структурных факторов. d - диаметр зерна (субзерна). 1. Увеличение плотности дислокаций. Важная особенность этого фактора Силовые поля вокруг дислокаций упрочнения состой! в том, что измель являются эффективными барьерами для чение зерна (увеличение протяженности 136 Материалы, применяемые а маишно- ч приборостроении их границ) сопровож дается повышением ударной вязкости. Объясняется это уменьш ением размеров зародыш евых трещин и затруднением их развития. Трещина вынуждена изменять направле ние движения при переходе от одн ого зерна к другом у; в результате ее траек тория и сопротивление движению уве личиваются. Сильное торм ож ение передвижению дислокаций со зда ю т дисперсные ча стицы вторичной фазы. Такой фактор упрочнения характерен для гетер о генных сплавов, подвергнутых закалке и старению. В этом случае дислокации, перемещаясь в • плоскости скольжения, должны л ибо перерезать частицы, либо их огибать. 3. О бразование полей упругих напря жений, искажающих кристаллическую решетку. Такие поля образую тся вблизи точечных дефектов - вакансий, при месных атом ов и, главным обр азом , атом ов легирующих элементов. Упрочнение при легировании растет пропорционально концентрации леги рую щ его элемента в твердом растворе и относительной разницы атомных ра диусов компонентов. Атомы внедрения (С, О , Н, N) могут вносить больш ой вклад в упрочнение, если они скапливаются на дислокациях и блокирую т их, образуя сегрегации или атмосферы Коттрелла. Комбинацией различных структурных факторов упрочнения м ож но значитель но повысить характеристики прочности (сгв, стт, НВ, а _ j). О днако достигаемая прочность остается все же значительно ниже теоретической. Вместе с тем повы шение прочности, основанное на умень шении подвижности дислокаций, сопро вождается снижением пластичности, вязкости и тем самым надежности. П роблем а повышения конструкцион ной прочности состоит не столько в по вышении прочностных свойств, сколько в том , как при высокой прочности обес-. печить высокое сопротивление вязкому разрушению, т. е. надежность материа ла. В углеродисты х сталях закалкой на мартенсит и низким отпуском м ож н о получить при содерж ании 0,4% С а в« 2 4 0 0 М П а, при 0,6 % 'С а „ » 2 8 0 0 М Па. О днако при такой проч ности стали хрупки ( КСТъО) , эксплуа тационно ненадежны. Заданные прочность, надежность,' долговечность достигаю тся ф орм ирова нием определенного структурного с о стояния. О но долж н о сочетать эффек тивное тормож ение дислокаций с их равномерным распределением в объем е материала либо, что особенн о бл аго приятно, допускать определенную п од вижность скапливающихся у барьеров дислокаций. Э ти требования исходят из того, что хрупкое разруш ение иниции рую т скопления дислокаций критиче ской плотности, например, у непрони цаемых барьеров, где возникают опасные локальные напряжения. И х ре лаксация идет двумя путями; 1) о б р а зо ванием зароды ш а хрупкой трещины; 2) прорывом и эстафетной передачей дислокаций в смежные области. Второй п у т ь -п у т ь пластической релаксации л о кальных напряжений - возмож ен при на личии полупроницаемых барьеров. И х роль, в частности, выполняют м алоугловые границы - границы субзерен. Ф ормированию благоприятной струк туры и обеспечению надежности сп особ ствуют рациональное легирование, из мельчение зерна, повышение металлур гического качества. Рациональное легирование предусма тривает введение в сталь и сплавы не скольких элементов при невысокой кон центрации каждого с тем, чтобы повы сить пластичность и вязкость. И зм ель чение зерна осуществляется легирова нием и термической обработкой, о с о бенно при использовании высокоско ростных способов нагрева-инЛукционного и лазерного. Н аиболее эффективное измельчение субструктуры (блоков мозаики) дости гается при высокотемпературной терм о механической обработке (ВТМО). Она Конструкционная прочность материалов предусматривает интенсивную пластиче скую деформацию аустенита с после дующей закалкой, при которой накле панный аустенит превращается в мар тенсит, и низкий отпуск. Такая комбини рованная обработка формирует структу ру с высокой плотностью дислокаций и достаточно равномерным их распре делением вследствие сильного дробле ния кристаллов мартенсита на от дельные субзерна (блоки). В образую щейся субструктуре дислокации связаны в стабильные конфигурации, а субгра ницы выполняют роль полупрони цаемых барьеров. В результате ВТМО обеспечивает наиболее благоприятное сочетание высокой прочности с повы шенной пластичностью, вязкостью и со противлением разрушению. Более надежной работе высоконапря женных деталей способствует повыше ние чистоты металла, его металлургиче ского качества. Повышение чистоты стали связано с удалением вредных при месей (см. п. 8 .2 ) -серы , фосфора, газо образных элементов - кислорода, водо рода, азота и зависящих от их содержа ния неметаллических включений - окси дов, сульфидов и др. Неметаллические включения, серу и'газообразные примеси удаляют из ме талла в процессе переплава. В промыш ленности применяют несколько спо собов переплава: вакуум но-дуговой (ВДП), электронно-лучевой (ЭЛП), электрошлаковый (ЭШП). а также вакуумно индукционную плавку (ВИ), рафиниро вание синтетическим шлаком. При ва куумной плавке и вакуумных перепла вах металл наиболее полно очищается от растворенных газов. Сера практиче ски не удаляется. При рафинировании синтетическим шлаком и ЭШП, наобо рот, наиболее полно удаляется сера. При равной прочности более чистый металл обладает более высоким сопро тивлением вязкому разрушению и более низким порогом хладноломкости. Для повышения циклической прочно сти и износостойкости важно затруд 137 нить деформацию поверхности деталей. Это достигается технологическими ме тодами поверхностного упрочнения: по верхностной закалкой, химико-термиче ской обработкой (азотированием, це ментацией), поверхностным пластиче ским деформированием (обдувкой дробью, обкаткой роликами). Конструкторские методы предусма тривают обеспечение равнопрочности высоконапряженных деталей. При их проектировании избегают резких пере падов жесткости, глубоких канавок, гал телей малого радиуса и других кон структивных надрезов. Если этого избе жать нельзя, то для смягчения концен трации напряжений применяют местное упрочнение для формирования оста точных напряжений сжатия. Рассмотренные выше технологические и металлургические методы повышения конструкционной прочности сталей и сплавов включают: 1) методы упроч нения, вызывающие увеличение плотно сти дислокаций и уменьшение их под вижности; 2 ) методы обеспечения необ ходимого запаса пластичности и вязко сти, предусматривающие более равно мерное распределение дислокаций, а также очистку от охрупчивающих ма териал примесей. Арсенал структурных факторов, используемых во второй группе методов, определяет следующий допустимый уровень статической про чности в конструкциях разного назначе ния: для сталей ств = 1600-т- 2200 МПа; титановых сплавов ств = 1000 ~ -г 1250 МПа; алюминиевых сплавов сг„= = 5504-600 МПа. Для ряда отраслей техники этого оказывается недостаточ но. Принципиально иной способ достиже ния высокой конструкционной прочно сти использован в композиционных ма териалах - новом классе высокопрочных материалов. Такие материалы предста вляют собой композицию из мягкой ма трицы и высокопрочных волокон. Во локна армируют матрицу и восприни мают всю нагрузку. В этом состоит 138 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении принципиальное отличие композици онных м атериалов от обычных сплавов, упрочненных, например, дисперсными частицами. В сплавах основную нагруз ку воспринимает м атрица (твердый рас твор), а дисперсные частицы торм озят в ней движение дислокаций, сильно сни жая тем самым ее пластичность. В ком позиционных материалах нагрузку во спринимают высокопрочные волокна, связанные между собой пластичной м а трицей. М атрица нагружена слабо и служит для передачи и распределения нагрузки между волокнами. К ом пози ционные материалы отличаю тся высо ким сопротивлением распространению трещин, так как при ее образовании, на пример, из-за разрушения волокна, трещина «вязнет» в мягкой матрице. Кром е того, композиционные м ате риалы, использующие высокопрочные и высокомодульные волокна и легкую матрицу, могут обладать высокими удельной прочностью и жесткостью. 7.4. Классификация конструкционных материалов Перечень конструкционных материа лов, применяемых в машино- и прибо ростроении, велик, и классифицировать их можно по разным признакам. Боль шинство из них, такие, как стали, чугуны, сплавы на основе меди и легких металлов, являются универсальными. Они обладаю т многочисленными до стоинствами и используются в раз личных деталях и конструкциях. Наряду с универсальными применяю т конструкционные м атериалы определен ного функционального назначения: жа ропрочные, материалы с высокими упругими свойствами, износостойкие, коррозионно- и жаростойкие. П редлагаемая классификация подраз деляет конструкционные материалы по свойствам, определяю щ им выбор м ате риала для конкретных деталей кон струкций. Каждая группа материалов оценивается соответствующ ими крите риями, обеспечивающими работоспо собность ^ в эксплуатации. Универ сальные материалы рассматриваю тся в нескольких группах, если возможность применения их определяется различны ми критериями. В соответствии с выбранным принци пом классификации все конструк ционные материалы подразделяю т на следующие группы. 1. М атериалы, обеспечивающие жест кость, статическую и циклическую про чность (стали). 2. М атериалы с особыми технологи ческими свойствами. 3. Износостойкие материалы. 4. М атериалы с высокими упругими свойствами. 5. М атериалы с малой плотностью. 6 . М атериалы с высокой удельной прочностью. ' 7. М атериалы, устойчивые к воздей ствию температуры и рабочей среды. Глава 8. СТАЛИ, ОБЕСПЕЧИВАЮЩИЕ ЖЕСТКОСТЬ, СТАТИЧЕСКУЮ И ЦИКЛИЧЕСКУЮ ПРОЧНОСТЬ Детали машин и приборов, передаю стойкой и жаропрочной, а также при щих нагрузку, должны обладать жест обретает особые магнитные, тепловые костью и прочностью, достаточными или упругие свойства. Стали свой для ограничения упругой и пластиче ственны также хорошие технологиче ской деформации, при гарантированной ские свойства. К тому же она сравни недорога (см. приложение, надежности и долговечности. Из много тельно образия материалов в наибольшей сте табл. 1). Вследствие этих достоинств сталь — пени этим требованиям удовлетворяют сплавы на основе железа — чугуна и осо основной металлический материал про В настоящее время бенно стали. Стали обладают высоким мышленности. наследуемым от железа модулем упру в СССР ежегодно выплавляются стали гости (£ = 2 ,1 • 10б МПа) и тем самым и сплавы на основе железа около высокой жесткостью, уступая в этом 2000 марок. Большое разнообразие хи лишь бору, вольфраму, молибдену, бе мического состава стали позволяет по риллию, которые из-за высокой стои лучать различные свойства и удовлетво мости используются только в специаль рять запросы многих отраслей техники. ных случаях. Высокая жесткость и дос тупность обусловливают широкое при менение сталей для изготовления строи 8.1. Классификация тельных металлоконструкций, корпус конструкционных сталей ных деталей, ходовых винтов станков, валов и многих других деталей машин. Стали классифицируют по химическо Высокую жесткость стали сочетают му составу, качеству, степени раскисле с достаточной статической и цикличе ния, структуре и прочности. ской прочностью, значение которой По химическому составу стали класси можно регулировать в широком диапа фицируют на углеродистые и легиро зоне изменением концентрации углеро ванные. По концентрации углерода те да, легирующих элементов и технологии и другие подразделяют на низкоуглеро термической и химико-термической дистые ( < 0,3 % С), среднеуглеродистые обработки. (0,3-0,7% С) и высокоуглеродистые Применяемые в технике сплавы на ос ( > 0,7% Q . Легированные стали в зави нове меди, алюминия, магния, титана, симости от введенных элементов под а также пластмассы уступают стали по разделяют на хромистые, марганцо жесткости, прочности или надежности. вистые, хромоникелевые, хромокремнеКроме комплекса этих важных для ра марганцевые и многие другие. По коли ботоспособности деталей свойств, стали честву введенных элементов их разде могут обладать и рядом других ценных ляют на низко-, средне- и высоколегиро качеств, делающих их универсальным ма ванные. В низколегированных сталях териалом. При соответствующем леги количество легирующих элементов не ровании и технологии термической обра превышает 5%, в среднелегированных ботки сталь становится износостойкой, содержится от 5 до 10%, в высоколеги либо коррозионно-стойкой, либо жаро рованных-более 10%. 140 Материалы, применяемые в машин'о- и приборостроении торый при затвердевании, частично По качеству стали классифицируют на стали обыкновенного качества, каче взаимодействуя с углеродом, удаляется ственные, высококачественные и осо в виде СО. Выделение пузырей СО соз дает впечатление кипения стали, с чем бовысококачественные. Под качеством стали понимают сово и связано ее название. Кипящие стали купность свойств, определяемых метал дешевы, их производят низкоуглеро лургическим процессом ее производ дистыми и практически без кремния ства. Однородность химического соста (Si ^ 0,07 %), но с повышенным количе-„ ством газообразных примесей. ва, строения и свойств стали, а также ее технологичность во многом зависят от Полуспокойные стали по степени рас содержания газов (кислорода, водорода, кисления занимают промежуточное по азота) и вредных примесей - серы и фос ложение между спокойными и кипящи фора (подробнее см. ниже). Газы ми. являются скрытыми, количественно При классификации стали по структу трудно определяемыми примесями, по ре учитывают особенности ее строения этому нормы содержания вредных при в отожженном и нормализованном со месей служат основными показателями стояниях. По структуре в отожженном для разделения сталей по качеству. Ста (равновесном) состоянии конструк ли обыкновенного качества содержат до ционные стали разделяют на четыре 0,055% S и 0,Q45% Р, качественные-не класса: 1) доэвтектоидные, имеющие более 0,04% S и 0,035% Р, высоко в структуре избыточный феррит; 2) эвкачественные-не более 0,025% S тектоидные, структура которых состоит и 0,025% Р, особовысококачественные — из перлита; 3) аустенитные; 4) ферне более 0,015% S и 0,025% Р. ритные. По степени раскисления и характеру Углеродистые стали могут быть затвердевания стали классифицируют на первых двух классов, легированные — спокойные, полуспокойные и кипящие. всех классов. Стали аустенитного класса образуются при введении большого ко Раскисление-процесс удаления из жидкого металла кислорода, прово личества (более точки Ь, см. рис. 3.20) димый для предотвращения хрупкого элементов Ni, Мп, расширяющих уразрушения стали при горячей деформа область; стали ферритного класса-при введении элементов Сг, Si, V, W и др., ции. Спокойные стали раскисляют марган • расширяющих a-область (см. рис. 3.21). При определенном легировании воз цем, кремнием и алюминием. Они со держат мало кислорода и затвердевают можны частичная перекристаллизация спокойно без газовыделения. Кипящие (а *=►у) и образование сталей промежу стали раскисляют только марганцем. точных классов-пол уферритных и поПеред разливкой в них содержится по луаустенитных. По структуре после нормализации вышенное количество кислорода, ко Рис. 8.1. Диаграммы изо термического распада аус тенита сталей перлитного (а), мартенситного (б) и аустенитного (в) классов (схемы) Стали, обеспечивающие жесткость, статическую и циклическую прочность стали подразделяют на следующие ос новные классы: перлитный, мартенситный, аустенитный, ферритный. Стали перлитного класса имеют не высокую устойчивость переохлажденно го аустенита (рис. 8.1, а). При охлажде нии на воздухе они приобретают струк туру перлита, сорбита или троостита, в которой могут присутствовать также избыточные феррит или карбиды. К ста лям перлитного класса относятся угле.родистые и низколегированные стали. Это большая группа дешевых, широко применяемых сталей. Стали мартенситного класса отли чаются высокой устойчивостью переох лажденного аустенита (рис. 8.1,6); при охлаждении на воздухе они закаливают ся на мартенсит. К этому классу отно сятся средне- или высоколегированные стали. Стали аустенитного класса из-за по вышенного количества никеля или мар ганца (обычно в сочетании с хромом) имеют интервал мартенситного превра щения ниже 0°С и сохраняют аустенит при температуре 20-25 °С (рис. 8.1,в). Распад аустенита в перлитной и проме жуточной областях отсутствует. Структурный класс аустенитных и ферритных сталей совпадает по клас сификации как в отожженном, так и нормализованном состояниях. По прочности, оцениваемой вре менным сопротивлением, конструк ционные стали с некоторой услов ностью можно разделить на ста ли нормальной (средней) прочности (ст, ~ д о 1000 МПа), повышенной про чности (ст, ~ до 1500 МПа) и высоко прочные (ст„ ~ более 1500 МПа). 6в ,М П а 141 КЩ МДт/м2 ф ,в, 3000 -П 00 гооо - вао 7000 - о о о,ч 0,6 1,гс,% о Рис. 8.2. Влияние углерода на механиче ские свойства горячекатаных сталей чество постоянных и случайных приме сей, влияющих на ее свойства. Углерод, концентрация которого в конструкционных сталях достигает 0,8%, оказывает определяющее влияние на их свойства. Степень его влияния за висит от структурного состояния стали, ее термической обработки. После отжига углеродистые конструк ционные стали имеют ферритно-перлитную структуру, состоящую из двух фаз - феррита и цементита1. Количество цементита, который отличается высокой твердостью и хрупкостью, увеличивает ся пропорционально концентрации угле рода. В связи с этим, по мере повыше ния содержания углерода, увеличивают ся прочность и твердость, но снижаются пластичность и вязкость стали (рис. 8.2). Кроме снижения ударной вязкости угле род заметно повышает верхний порог хладноломкости, расширяя тем самым температурный интервал перехода ста ли в хрупкое состояние (рис. 8.3). Каж дая 0,1 % С повышает верхнюю границу этого перехода примерно на 20 еС. При содержании 0,4% С порог хладнолом 8.2. Влияние ^углерода и постоянных кости равен 0°С. При большей концен примесей на свойства стали трации углерода температура хрупкости Сталь —сложный по составу железо достигает 20 °С; сталь становится менее углеродистый сплав. Кроме железа надежной в работе. и углерода - основных компонентов, 1 Такая же структура характерна и для сталей а также возможных легирующих эле в горячекатаном состоянии без термической обра ментов, сталь содержит некоторое коли ботки. 142 М ат ериалы , прим еняем ы е в м аш ино - и приборостроении в холодном состояниях, затрудняется свариваемость. КСЦлМ Д т / н г ' ^ __ 0,01% С _ --- 0,11 I fl - о, г г j~ / 0,30 0,¥S 2J0 - \г - / - 41*-1 5 0 J ^ r r -5 0 0 5 0 1 5 0 С Рис. 8.3. Влияние углерода на х л ад н о л о м кость стали Влияние углерода еще более значи тельно при неравновесной структуре стали. После закалки на мартенсит вре менное сопротивление легированных сталей интенсивно растет по мере уве личения содержания углерода и дости гает максимума при 0,4% С (рис. 8.4). При большей концентрации углерода а в становится нестабильным из-за хруп кого разрушения стали, о чем свиде тельствуют низкие значения, ударной вязкости. При низком отпуске механиче ские свойства полностью определяются концентрацией углерода в твердом рас творе. Углерод изменяет и технологические свойства стали. При увеличении его со держания снижается способность сталей деформироваться в горячем и особенно 6$, МПа______________ кси, мдж/м2 2800 \г v [ 2000 Т 7/ * 4 . 0,8 1200 40П 0Л о 0,2 о\ь 0,6 с,% Рис. 8.4. Влияние углерода на механические свойства закаленны х низколегированны х ста лей П остоянные примеси в с та л и : м арганец, крем ний, сера, ф осф ор, а такж е га зы : кисло род, азо т, вод ород . М а р г а н е ц -п о л е з н а я п р и м есь; вводится в с т а л ь д л я раскисления и о стается в ней в количестве 0 ,3 -0 ,8 % . М ар ган ец ум ен ьш ает вредное влияние ки сл ород а и серы. К рем ний - полезн ая при м есь; ввод и тся в с та л ь в качестве акти вн ого раскислителя и остается в ней в количестве д о 0 ,4 % , о казы в ая упрочняю щ ее действие. С е р а -в р е д н а я прим есь, вы зы в аю щ ая к р асн о л о м ко сть с т а л и -х р у п к о с т ь при го р я чей о б р аб о тке давлением . В стал и он а нахо д и тся в виде сульф идов. К расн о л о м к о сть связана с наличием сульф идов FeS, которы е о б р азу ю т с ж елезом эвтектику, о тл и ч аю щ ую ся низкой тем п ературой плавления (988 °С) и расп олагаю щ ую ся по гран и ц ам зе рен. П ри горячей деф орм аци и границы зерен оплавляю тся, и стал ь хрупко разруш ается. О т краснолом кости стал ь п редохраняет м арганец, которы й связы вает серу в суль ф иды M nS, исклю чаю щ ие о б разован и е л ег коплавкой эвтектики. У стран яя краснолом кость, сульфиды M nS, так же как и другие неметаллические вклю чения (оксиды, нитриды и т. п.), служ ат кон ц ен траторам и напряж ений, сн и ж аю т п л а стичность и вязкость стали. С одерж ание серы в стали с тр о го ограничиваю т. П ол ож и тельное влияние серы проявляется л и ш ь в улучш ении о б р аб аты ваем о сти резанием (см. п. 9.1). Ф осф ор — вредная прим есь. О н р аство р яет ся в ф еррите, упрочняет его, но вы зы вает х л ад н о л о м к о сть-сн и ж ен и е вязкости по м ере пониж ения тем пературы . С ильное охрупчиваю щ ее действие ф осф ора вы раж ается в п о выш ении порога хладнолом кости (рис. 8.5). К аж д ая 0,01 % Р повы ш ает п орог хладно л ом к ости на 25 °С. Хрупкость стали, вы зы ваем ая ф осф ором , тем выш е, чем б ольш е в ней углерода. Ф осф ор - крайне неж елательная прим есь в конструкционных сталях. О д н ако совре м енны е м етоды вы плавки и переплавки не обеспечиваю т его п олн ого удаления. О сн ов ной путь его сн и ж ен и я-п о в ы ш ен и е качества ш ихты. К ислород, а зо т и в о д о р о д -в р е д н ы е скры ты е примеси. И х влияние наиболее сильно п роявляется в снижении пластичности и по- Cma.iu. обеспечивающие жесткость, статическую и циклическую прочность кси, мдж /п2 Рис. 8.5. Влияние фосфора на хладнолом кость стали: /-0 .0 0 8 % Р; 2 -0,06% Р вышении склонности стали к хрупкому раз рушению. Кислород и азот растворяются в феррите в ничтожно малом количестве и загрязняют сталь неметаллическими включениями (окси дами, нитридами). Кислородные включения вызывают красно- и хладноломкость, сни жают прочность. Повышенное содержание азота вызывает деформационное старение. Атомы азота в холоднодеформированной стали скапливаются на дислокациях, образуя атмосферы Коттрелла, которые блокируют дислокации. Сталь упрочняется, становится малопластичной. Старение особенно нежела тельно для листовой стали ( < 0 , 1 % С ) , пред назначенной для холодной штамповки. По следствия старения - разрывы при штампов ке или образование на поверхности полос скольжения, затрудняющих ее отделку1. Водород находится в твердом растворе или скапливается в порах и на дислокациях. Хрупкость, обусловленная водородом, про является тем резче, чем ’выше прочность ма териала и меньше его растворимость в кри сталлической решетке. Наиболее сильное охрупчивание наблюдается в закаленных ста лях с мартенситной структурой и отсут ствует в аустенитных сталях. Повышенное содержание водорода в ста ли при ее выплавке может приводить к флокенам. Флокенами называют внутренние 1 Для устранения хрупкости листы перед ш там повкой подвергают волнообразному изгибу со слабым обжатием. При этой операции дислокации, отрываясь от окружающих их атмосфер, приобре таю т подвижность. Пластичность временно восста навливается, и сталь хорошо штампуется. 143 надрывы, образующиеся в результате высоких давлений, которые развивает водород, выделяющийся при охлаждении в поры вследствие понижения растворимости. Флокеиы в изломе имеют вид белых пятен, а на поверхности-мелких трещин. Этот дефект обычно встречается в крупных поковках хро мистых и хромоникелевых сталей. Для его предупреждения стали после горячей дефор мации медленно охлаждают или длительно выдерживают при температуре 250 °С. При этих условиях водород, имеющий большую скорость диффузии, не скапливается в порах, а удаляется из стали. Наводороживание и охрупчивание стали возможны при травлении в кислотах, нанесе нии гальванических покрытий и работе в во дородсодержащих газовых средах. Случайные примеси-элементы, попадаю щие в сталь из вторичного сырья или руд отдельных месторождений. Из скрапа в сталь попадает сурьма, олово и ряд других цветных металлов. Сталь, выплавленная из уральских руд, содержит медь, из керчен ских-мышьяк. Случайные примеси в боль шинстве случаев оказывают отрицательное влияние на вязкость и пластичность стали. 8.3. Углеродистые стали На долю углеродистых сталей прихо дится 80% от общего объема. Это объясняется тем, что эти стали дешевы и сочетают удовлетворительные меха нические свойства с хорошей обрабаты ваемостью резанием и давлением. При одинаковом содержании углерода по обрабатываемости резанием и давле нием они значительно превосходят ле гированные стали. Однако углеродис тые стали менее технологичны при термической обработке. Из-за высокой критической скорости закалки углеро дистые стали охлаждают в воде, что вызывает значительные деформации и коробление деталей. Кроме того, для получения одинаковой прочности с ле гированными сталями их следует подвергать отпуску при более низ кой температуре, поэтому они сохра няют более высокие закалочные напря жения. снижающие конструкционную прочность. Материалы, применяемые ft машина- и приборостроении ТАБЛИЦА 8.1. Механические свойства угле родистых сталей обыкновен ного качества группы А Сталь СтО Ст1 Ст2 СтЗ orв, МПа S , % Сталь МПа Не менее .°Т ’ а в, МПа 6 , % МПа Не менее 20 31 Ст4 21 >310 32 0 — 420 340 — 200 440 3 8 0 - 210 490 420 — 240 540 29 Ст5 500 — 260 640 23 Стб 600 300 17 12 1 П р и м е ч а н и е . Механические свойства приведены для спокойных и полуспокойных сталбй. В сталях Ст! кп —Ст4кп значения а в 20 МПа) и стт (на 10 МПа) меньше, а зна> чения 8 (на 1%) больше, чем в спокойных и полуспокойных сталях того же номера. 0 Г лавн ы й н ед остаток углеродисты х с т а л е й -н е б о л ь ш а я п р о кал и ваем о сть (до 12 м м ), что сущ ественно ограничивает р а зм е р деталей , упрочняем ы х тер м и ч е ской об р аб о тко й . К рупны е д е та л и и зго то в л я ю т из сталей без терм ического у п р о ч н е н и я -в го р яч ек атан о м или н о р м ал и зо в ан н о м состояниях, что требует увеличения м етал л о ем к о сти конструк ций. П о статической прочности (см. табл. 8.1 и 8.3) углеродисты е стал и относятся преим ущ ественно к стал ям н орм ал ьн ой прочности. У глеродисты е конструкцион ные стали вы пускаю т обы кновенного качества и качественные. У глеродисты е стали обыкновенного качества. Э то наиболее деш евы е стали. В них допускается повы ш енное сод ер ж ание вредны х примесей, а такж е газонасьиценность и загрязн ен н ость неме таллическим и вклю чениям и, так как они вы п л авл яю тся по н о р м ам м ассовой тех нологии. С тали обы кновенного качества (Г О С Т 380-71) вы пускаю т в виде прока т а (балки, прутки, листы , уголки, трубы , ш веллеры и т. п.), а такж е поковок. В за висим ости о т гарантируем ы х свойств их п о ставл яю т трех групп: А, Б, В. С тали м ар к и р у ю т сочетанием букв «С т» и циф рой (от 0 д о 6), п о казы в аю щ ей н ом ер м арки. С тали групп Б и В и м ею т перед м аркой буквы Б или В, указы ваю щ ие на их принадлеж ность к эти м группам . Г руппа А в обозначе нии м арки стал и не указы вается. С те пень раскисления обозначается д о б ав л е нием индексов: в спокойны х ста лях - «сп», полуспокойны х - «ПС», кипя щих «кп», наприм ер, СтЗсп, БСтЗпс, ВСтЗкп. С покойны м и и полуспокойны м и п р ои зводят стал и С т 1 -С т 6 , кипящ и м и - С т 1 - С т 4 всех трех групп. С таль СтО по степени раскисления не разд е ляю т. С тали группы А п оставл яю т с гар ан ти рован н ы м и м еханическими свойства м и (табл. 8.1). Химический состав не указы вается. ваГ» 144 И з таб л и ц ы следует, ч то с увеличе нием н о м ер а м ар к и п овы ш ается п р о чность и сниж ается пластичность стали. С тали группы А исп ол ьзую т в го р яч е катан о м состоянии д л я изделий, и зго то вление которы х не соп ровож д ается го рячей обработкой . В э то м случае они сохран яю т исходную структуру и м ех а нические свойства, гаран ти руем ы е стан д ар то м . С тали группы Б п о ставл яю т с га р а н ти рован н ы м хим ическим составом (табл. 8.2). М еханические свойства не га рантирую тся. С тали этой группы пред назначены д л я изделий, и зготовляем ы х с прим енением горячей о б р аб о тки (ков ки, сварки и терм ической обработки), при которой исходная структура и м еха нические свойства не сохраняю тся. Д л я таких сталей важ ны сведения о хим иче ском составу, необходим ы е д л я опреде ления реж им ов горячей обработки. С тали группы В п оставл яю т с гар ан ти рован н ы м и м еханическим и свойства м и и химическим составом . Их ш ироко при м ен яю т д л я прои зводства сварны х конструкций. В этом случае важ но зн ать исходные механические свойства стали, Стали, обеспечивающие жесткость, статическую и циклическую прочность 145 ТАБЛИЦА 8.2. Массовая доля элементов (%) в углеродистых сталях обыкновенного качества группы Б 1 Сталь БСтО БСт1 БСт2 БСтЗ БСт4 БСт5 БСтб Si в стали С Мп < 0,23 0,06-0.12 0,09-0,15 0.14-0,22 0,18-0,27 0,28-0.37 0,38-0,49 0,25-0,5 0,25-0,5 0,3-0,65 0 .4 -0 ,7 0 ,5 -0 ,8 0 ,5 -0 .8 кп ПС 0,05 0,05 0,07 0,07 0,05-0,17 0,05-0,17 0,05-0,17 0,05-0,17 0,05-0,17 0,05-0,17 S СП -___ ___ — 0,12-0,3 0,12-0,3 0.12-0,3 0.12-0,3 0,15-0,35 0,15-0,35 Р Не более 0,06 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0.05 0,07 0,04 0,04 0.04 0,04 0,04 0,04 П р и м е ч а н и я : 1. В сталях БСт1 —БСтб допускается не более 0,3% Сг: 0,3% N i; 0,3% Си; 0,08% As; 0.008% N. 2. В сталях, выплавленных из керченских руд, допускается до 0,15% As и 0,05% Р. так как они сохраняю тся неизм енны м и в участках, не подвергаем ы х нагреву при сварке. Д л я оценки свариваем ости важны сведения о хим ическом составе. С тали этой группы вы пускаю т м арок В С т 1 -В С т 5 . М еханические свойства стал ей группы В соответствую т н о р м ам д л я ан ал о гичных сталей группы А (см. табл. 8.1), а химический состав - н о р м ам д л я тех же ном еров м ар о к сталей группы Б (см. табл. 8.2). ; Н априм ер, с т ал ь ВСт4сп имеет механические свойства, ан ал о гичные стали Ст4сп, а химический со став — одинаковы й со стал ью БСт4сп. У глеродисты е стали обы кновенного качества (всех трех групп) предназна чены д л я изготовления различны х ме таллоконструкций, а такж е слабонагруженных деталей м аш ин и приборов. Э ти м сталям отдаю т предпочтение в тех случаях, когда работоспособность деталей и конструкций определяется ж есткостью . Д ля них геометрические раз меры часто о казы ваю тся таким и, что их прочность заведо м о обеспечивается. П о этом у на вы бор стали б ольш ое влияние оказы ваю т не столько механические, сколько технологические свойства, пре жде всего свариваем ость и способность к холодной обр аб о тке давлением. Э тим технологическим требованиям в наи больш ей степени отвечаю т стали групп Б и В, ном еров 1-4. б лаго д ар я чему из них изготавливаю т сварны е ф ермы , р а мы и другие строительны е м етал л окон струкции. С тали группы В, поста вляем ы е по техническим условиям, им ею т также и специализированное назначение: котло-, м осто- и судо строение. С тали С т4 и особенно СтЗ (всех трех групп) ш ироко прим еняю т в сельскохозяйственном м аш и нострое нии (валики, оси, рычаги, детали, изго товляем ы е холодной ш там повкой, а такж е цем ентируем ы е детали: ш естер ни, червяки, порш невые пальцы и т. п.). Среднеуглеродисты е стали номеров 5 и 6 , об ладаю щ ие больш ей про чностью , предназначены д ля рельсов, ж елезнодорож ны х колес, а такж е валов, ш кивов, ш естерен и других деталей гру зоподъем ны х и сельскохозяйственных маш ин. Н екоторы е детали из сталей групп Б и В подвергаю т термическому улучшению. Углеродистые качественные стали. Э ти стали характеризую тся более низ ким, чем у сталей обы кновенного каче ства, содерж анием вредных примесей и неметаллических включений. О ни по ставляю тся в виде проката, поковок и других полуф абрикатов с гаран ти ро ванным химическим составом и м ехани ческими свойствами (табл. 8.3). М арки рую тся двухзначны ми числами 05, 08, 10, 15, 20, ..„85. обозначаю щ и м и среднее содерж ание углерода в соты х долях 146 Материалы, применяемые в машино - и приборостроении п р о ц е н та (Г О С Т 1050-74). Н ап р и м ер , с т а л ь 10 с о д ер ж и т в ср ед н ем 0 ,1 0 % С, с т а л ь 45 0 ,4 5 % С и т. п. С п о к о й н ы е ста л и м а р к и р у ю т б ез ин декса, п о л у сп о к о й н ы е и ки п ящ и е с ин д ек са м и с о о тв ет с тв е н н о «пс» и «кп». Х и м и чески й со с та в сп окой н ы х стал ей п р и веден в та б л . 8.3. К и п ящ и м и п р о и зв о д я т ста л и 05кп, 08кп, Юкп, 15кп, 20кп, полус п о к о й н ы м ц —08пс, Юпс, 15пс, 20пс. В о т ли чи е о т сп окой н ы х кипящ ие ста л и п ракти ч ески не с о д ер ж а т к р ем н и я (не б о л ее 0,07% ), в п ол у сп о ко й н ы х его к о л и ч еств о огр ан и ч ен о 0 ,1 7 % . ТА БЛ И Ц А 8.3. Свойства углеродистых качественных сталей (ГО СТ 1050-74) НВ Свойства после Массо (по нормализации вая сле АТС/, Сталь доля от МДж/ углеро <*в а 0,2 ь * НВ жи м 2 да, % га) МПа % 08 0 ,0 5 - 320 200 33 60 1310 — — 340 210 31 55 1430 — — 380 230 27 55 1490 1 — — 420 250 25 55 1630 — — 460 280 23 50 1700 — 0,9 500 300 21 50 1790 — 0 ,8 540 320 20 45 2070 — 0,7 580 340 19 45 2170 1870 0 ,6 610 360 16 40 2290 1970 0,5 640 380 14 40 2410 2070 0,4 660 390 13 35 2550 2170 . — 0 ,1 2 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 0 ,0 7 0,14 0,120,19 0 ,1 7 0,24 0 ,2 2 0,3 0 ,2 7 0,35 0 ,3 2 0,4 0 ,3 7 0,45 0 ,4 2 0,5 0 ,4 7 0,55 0 ,5 2 0 ,6 60 65 70 75 0 ,5 7 0,65 0 ,6 2 0,7 0 ,6 7 0,75 0 ,7 2 - 690 410 12 35 2550 2290 —' 710 420 10 30 2550 2290 —• 730 430 9 30 2690 2290 — 1100 900 7 30 2850 2410 — 1100 950 6 30 2850 2410 — 1150 1 0 0 0 6 30 3020 2550 — 0 ,8 80 85 0 ,7 7 0,85 0 ,8 2 0,9 Продолжение табл. 8.3 Массо вая Сталь доля углеро да. % 60Г 65Г 70Г НВ (по сле KCU, от МДж; м2 H R жи га) Свойства после нормализации <*В а 0,2 МПа Ь * ( /о 0,57 — 710 420 и 35 2690 2290 0,65 0,62 — 750 440 9 — 2850 2290 0,7 0 ,6 7 - 800 460 8 2850 2290 0,75 — — П р и м е ч а н и я : 1. В сталях допускается не более 0,8% Мп (кроме сталей 60Г, 70Г, в которых до 1,2% Мп); 0,37% Si; 0,04% S; 0,035% Р; 0,25% Ni; 0,25% Сг; 0,25% Си; 0,08% As. 2. Нормы механических свойств' относятся к стальным заготовкам с поперечным сечением до 80 мм. 3. Механические свойства для сталей 75, 80, 85 гарантируются после закалки и среднего отпуска при температуре 480 °С. 4. Ударная вязкость сталей 25 —50 определя ется после улучшения —закалки и высокого отпуска при температуре 600 °С. 5. Здесь и далее твердость приведена в мега паскалях. В с о о тв ет с тв и и с Г О С Т 1050-74 каче ствен н ы е с та л и п р о и зв о д я т и п о с т а в л я ю т без тер м и ч е с к о й о б р а б о т к и (го р яч ек атан ы м и , кован ы м и ), терм и чески о б р а б о т а н н ы м и и н а га р то в а н н ы м и . М е ханические с во й ств а га р а н т и р у ю т с я п о сле н о р м а л и за ц и и (см. та б л . 8.3), а т а к же по т р е б о в а н и ю п о тр е б и те л я п осл е за к а л к и и отпуска, н а га р т о в к и и л и т е р м ической о б р а б о т к и , у с тр а н я ю щ е й наг а р т о в к у - о т ж и г а или вы с о к о го отпуска. К ач ествен н ы е с та л и н а х о д я т м н о г о сто р о н н ее п ри м ен ен и е в технике, т а к как в за в и с и м о ст и о т со д ер ж ан и я у гл е р о д а и терм и ческой о б р а б о т к и о б л а д а ю т р а з н о о б р а зн ы м и м ехан и ч ески м и и т е х н о л о гическим и свой ствам и . Н и зк о у гл ер о д и сты е ста л и п о н азн ач е нию п о д р а зд е л я ю т на две подгруппы . 1. С т а л и 05, 08, 10-м а л о п р о ч н ы е , вы сокоп л асти чн ы е; и з-за сп особ н ости к гл у б о к о й вы тяж к е их п р и м ен я ю т д л я Стали, обеспечивающие жесткость, статическую и циклическую прочность Рис. 8.6. Зависимость механических свойств ста ли 40 от температуры отпуска (а), диаметра заготовок (б). Отпуск при 580 °С 147 Нв -Ш 0 -3000 -1000 -W 00 -1000 - 800 500 - ш - гоо Z00 300 ‘too 500 t*C а) го w ф / б бо _|___ 1— во loo ми В) пластичность (рис. 8 .6 , а) и, как след холодной ш там повки различны х изде ствие, м ал ая чувствительность к концен лий (см. п. 9.2). Б ез термической о б р а тр ато р ам напряжений. При увеличении ботки в горячекатаном состоянии их ис сечения деталей из-за несквозной прока пользую т д ля ш айб, прокладок, кожу ливаем ости механические свойства ста хов и других деталей, изготавливаем ы х лей сниж аю тся (рис. 8 .6 , 6 ). П осле улуч холодной деф орм ацией и сваркой. 2. С тали 15, 20, 25 —цементуемые, ш ения стали прим еняю т для изготовле ния деталей небольш ого разм ера, р аб о предназначены для деталей небольш ого тоспособность которы х определяется р азм ера (кулачки, толкатели , м ал о н асопротивлением усталости (ш атуны, ко груженные ш естерни и т. п.), о т которы х требуется твердая, износостойкая по ленчаты е валы м ал ооборотн ы х двигате лей, зубчаты е колеса, маховики, оси верхность и вязкая сердцевина. П оверх и т. п.). П ри этом возм ож ны й разм ер ностный слой после цементации упроч деталей зависит от условий их работы няю т закалкой в воде в сочетании и требований к прокаливаем ости. Д ля с низким отпуском . С ердцевина из-за деталей, работаю щ их на растяжение, низкой прокаливаем ости упрочняется сж атие (например, ш атуны), необходима слабо. Э ти стали при м ен яю т такж е горячека однородн ость свойств м етал л а по всему сечению и, как следствие, сквозная протаны м и и после норм ализации. О ни пластичны , хорош о ш там пую тся и сва каливаемость. Р азм ер поперечного сече риваю тся; прим еняю тся для изготовле ния таких нагруженных деталей ограни чивается 12 м м . Д л я деталей (валы, оси ния деталей м аш ин и приборов невысо кой прочности (крепежные детали, втул и т. п.), испыты ваю щ их главны м о б р а зо м напряжения изгиба и кручения, ко ки, ш туцеры и т. п.), а такж е для деталей котлотурбостроения (трубы торы е м аксим альны на поверхности, перегревателей, змеевики), работаю щ их толщ ин а упрочненного при закалке слоя долж на бы ть не менее половины радиу под давлением при тем п ературе о т — 40 до 4 2 5 °С. са детали. В озмож ны й разм ер попереч С реднеуглеродисты е стали 30, 35, 40, ного сечения таких деталей -30 мм. 45, 50, 55 отли чаю тся больш ей про Д ля изготовления более крупных де чностью , но меньш ей пластичностью , талей, работаю щ их при невысоких ци чем низкоуглеродисты е (см. табл. 8.3). клических и контактны х нагрузках, ис Их при м ен яю т после улучш ения, н о р м а пользую т стали 40, 45, 50. Их прим еняю т лизации и поверхностной закалки. после норм ализации и поверхностной В улучш енном состоянии - после закал индукционной закалки с нагревом ТВЧ ки и вы сокого отпуска на структуру со тех мест, которы е долж ны им еть высо р б и т а -д о с т и г а ю т с я вы сокая вязкость. кую твердость поверхности (H R C 40-58) 148 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении Рис. 8.7. С ечение ходового винта после по верхностной индукционной закалки: 1 —закаленный слой; 2 —сердцевина и сопротивление износу (шейки колен чатых валов, кулачки расп ред ел и тельны х валиков, зубья ш естерен и т. п.). И ндукционной закал кой с нагревом Т В Ч упрочняю т такж е поверхность длинны х валов, ходовы х винтов станков (рис. 8.7) и других деталей, для которы х важ но ограничить деф орм ации при т е р м ической обработке. С тали с вы сокой концентрацией угле р о д а (60, 65, 70, 75, 80, 85), а такж е с уве личенны м содерж анием м ар ган ц а (60Г, 65Г и 70Г) преим ущ ественно прим еняю т в качестве рессорно-пруж инны х. И х под вергаю т закалке и среднем у отпуску на структуру тр о о сти та д л я получения вы соких упругих и прочностны х свойств ( а в > 800 М П а). С тали использую т для силовы х упругих элем ентов - плоских и круглы х пружин, рессор, упругих ко лец и других деталей пруж инного типа. В н орм ал и зован н ом состоянии стали прим еняю т д л я прокатны х валков, ш пинделей станков и других крупных деталей. 8.4. Легированные стали М аркировка легированных сталей. М арка легированны х сталей состоит из сочетания букв и цифр, обозначаю щ их ее химический состав. П о Г О С Т 4543-71 принято об озн ачать х р о м -Х , ни к е л ь - Н , м а р г а н е ц - Г , к р е м н и й -С , м о л и б д е н - М , в о л ь ф р а м -В , т и т а н - Т , в а н а д и й -Ф , а л ю м и н и й -Ю , м е д ь - Д , нио б и й - Б , б о р - Р , к о б а л ь т - К . Ц иф ра, стоящ ая после буквы, указы вает на при м ерное содерж ание легирую щ его эле м ен та в процентах. Е сли циф ра о тс у т ствует, т о л еги рую щ его эл ем ен та м ен ь ш е или о ко л о 1% , Д ве циф ры в н ачале 'м ар к и конструк ционной леги рован н ой стали п о к а зы в а ю т содерж ание у гл ер о д а в соты х долях процента. Н ап ри м ер, стал ь 20ХНЗА в среднем содерж и т 0,20% С, 1 % Сг и 3 % Ni. Б уква А в конце м арки означает, что с та л ь вы сококачественная. О соб овы сококачественны е стал и и м ею т в конце м арки букву Ш, наприм ер 30Х ГС -Ш .1 Н екоторы е группы сталей содерж ат д оп ол н и тел ьн ы е обозначения: м арки ш арикоподш ипниковы х сталей начи наю тся с буквы Ш, электротехниче с к и х - с буквы Э, а в т о м а т н ы х -с буквы А. Н естан д артн ы е легированны е стали, вы п лавляем ы е заво д о м «Э лектросталь», м ар к и р у ю т сочетанием букв Э И (элек тр о с т ал ь исследовательская) или Э П ( П -п р о б н а я ) и поряд ковы м н ом ером (наприм ер, ЭИ 415, Э П 716 и т. д.). П осле п ром ы ш лен н ого освоения условное о б о значение зам ен яю т на м арку, о тр а ж а ю щ ую прим ерны й состав стали. Влияние легирующих элементов на ме ханические свойства сталей. Л еги рую щ ие элем енты ввод ят д л я повы ш ения конструкционной прочности стали. Л е гированны е стали п ро и зв о д ят каче ственны ми, вы сококачественны м и или особовы сококачественны м и. И х прим е няю т после закалки и отпуска, п осколь ку в отож ж енном состоянии они по механическим свойствам практически не отличаю тся о т углеродисты х. У лучш ение механических свойств обусловлено влиянием легирую щ их эле м ентов на свойства ф еррита, дисперс ность карбидной ф азы , устойчивость 1 Такой же принцип маркировки характерен для инструментальных сталей (см. гл. 18 и 19). Однако в начале марки стоит одна цифра, показывающая содержание углерода в десятых долях процента. При содержании в них 1 % С или более начальную цифру опускают. Например, в стали ХВ4 содер жится более 1% С, ~ 1% Сг и 4 % W. Стали, обеспечивающие жесткость, статическую и циклическую прочност ь Рис. 8 .8 . Влияние леги рующих элементов на свойства феррита: а - твердость; 149 Ж и ,М Д ж /м ‘ 6 - ударную вязкость Легирующий элемент а) 5) мартенсита при отпуске, прокаливаеф азы . К р о м е т о го , они з а т р у д н я ю т р а з упрочнение за к а л е н н о г о ф е р р и т а , з а м е д мость, разм ер зерна. В конструкционных сталях ф ер р и т—Щ л я я тем с ам ы м сниж ение п р о ч н о с т и с т а основная структурная составляю щ ая (не ли при отпуске. К важ н ей ш и м ф акторам , способ менее 90% по объему), во м ногом опре деляющая их свойства. Л егирую щ ие ству ю щ и м п о вы ш ен и ю к о н с т р у к ц и о н элементы, растворяясь в феррите, ной прочности, о т н о с я тс я сн и ж ен и е п р и упрочняют его. Н аиболее сильно повы леги р о ван и и кри ти ч еск о й с к о р о с т и з а шают твердость медленно охлаж денно калки и увеличение п р о к а л и в а е м о с т и . Н аи б о л ее эф ф екти вн о п о в ы ш а е т п р о к а го (нормализованного) ф еррита (рис. л и в аем о сть введение н еск о л ьк и х э л е м е н 8 .8 , а) кремний, марганец, никель, т. е. элементы, имеющие отличную от F e 0 т о в : Сг + М о , Ст + Ni, Сг + Ni + М о и др. П ри ко м п л ек сн о м л е г и р о в а н и и кристаллическую решетку. С лабее вы сокие м еханические с в о й с т в а м о ж н о влияют молибден, вольф рам и хром, получить п ракти чески в сечении л ю б о г о изоморфные Fea. р азм ер а, п о э то м у к о м п л е к с н о -л е г и р о Упрочняя феррит и м ало влияя на ванные стал и п р и м е н я ю т д л я к р у п н ы х пластичность, больш инство легирую деталей сл ож н ой ф о р м ы . В о з м о ж н о с т ь щих элементов снижают его ударную вязкость, особенно если их концентрация менее р езк о го о х л аж д ен и я п р и за к а л к е таких детал ей у м е н ь ш ае т в них в н у т р е н выше 1% (рис. 8 .8 , 6 ). Исклю чение соста вляет никель, который не снижает вяз ние нап ряж ения и о п а с н о с т ь о б р а з о в а кости. М арганец и хром при содерж а ния трещ ин. нии до 1 % повыш аю т ударную вяз Б о л ьш и н ств о л еги р у ю щ и х э л е м е н т о в кость; при больш ей концентрации она изм ельчает зер н о , ч то с п о с о б с т в у е т п о снижается, достигая уровня нелегиро вы ш ению р а б о т ы р а зв и т и я т р е щ и н ы ванного феррита, примерно при 3 % Сг и сниж ению п о р о г а х л а д н о л о м к о с т и . и 1,5% Мп. П р и о д и н ак о во м р а з м е р е з е р н а л е г и При увеличении в стали углерода уси рую щ ие эл ем ен ты о к а з ы в а ю т и н д и в и ливается влияние карбидной фазы , дис дуальн ое влияни е на т е м п е р а т у р у п е р е персность которой определяется тер м и х ода в хрупкое со с то я н и е и р а б о т у ческой обработкой и составом стали. р азв и ти я трещ и н ы . Н а и б о л е е с и л ь н о п о К арбидообразую щ ие элементы и ча ниж ает п орог х л а д н о л о м к о с т и и у в е л и стично кремний задерж иваю т выделение чивает соп роти вл ен и е р а с п р о с т р а н е н и ю и коагуляцию карбидов при отпуске, трещ ины никель. В ведение 1 % N i с н и увеличивая дисперсность карбидной ж ает п орог х л а д н о л о м к о с т и тер м и ч еск и 150 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении улучшенной стали на 60-80 °С и увели чивает критерий Ирвина К {1. на 10—13 М П а -м 1/2. Такое благоприятное влия ние обусловлено тем, что никель сни жает эыер1 ию взаимодействия дислока ций с атом ам и внедрения, облегчает их подвижность. О стальные элементы, за исключением небольших добавок хро ма, Марганца и молибдена, повыш ают порог хладноломкости. Таким образом, для обеспечения вы сокой конструкционной прочности коли чество легирующих элементов в стали должно быть рациональным. После до стижения необходимой прокаливаемости избыточное легирование (за исклю чением никеля) снижает трещиностойкость и облегчает хрупкое разрушение. Хром вводят.в количестве до 2 % . Он растворяется в феррите и цементите, оказывая благоприятное влияние на ме ханические свойства стали, что пред определило его широкое применение в конструкционных сталях. Н и к е л ь -наиболее ценный и в то же время наиболее дефицитный легирую щий элемент. Его вводят в количестве от 1 до 5 %. Марганец вводят в количестве до 1,5% и используют нередко как замени тель никеля. О н заметно повышает предел текучести стали, однако делает сталь чувствительной к перегреву, по этому для измельчения зерна вместе с ним вводят карбидообразующие эле менты. Кремний - некарбидообразующий эле мент, количество которого ограничи ваю т 2 % . Кремний сильно повышает предел текучести, несколько затрудняет разупрочнение стали при отпуске; сни жает вязкость и повышает порог хлад ноломкости при содержании свыше 1 %. Молибден и вольфрам - дорогие и остродефицитные карбидообразую щие элементы, которые большей частью растворяю тся в цементите. Основная цель введения 0,2-0,4% М о и 0,8-1,2% W - уменьшение склонности к отпускной хрупкости второго рода, улучшение свойств комплексно-легированных ста лей в результате измельчения зерна, по* вышения стойкости к отпуску, увеличе ния прокаливаемости. Ванадий и т ит ан-си л ьн ы е карбидообразователи. Их добавляю т в неболь ш ом количестве (до 0,3% V и 0,1% Ti) в стали, содержащие хром, марганец,' никель, для измельчения зерна. П овы шенное содержание этих элементов (так же, как молибдена и вольфрама) недо пустимо, так как приводит к образова нию специальных труднорастворимых при нагреве карбидов. Избыточные кар биды снижают прокаливаемость и, рас полагаясь по границам зерен, способ ствуют хрупкому разрушению. Бор вводят в м икродозах (0,002-0,005%) для увеличения прокали ваемости. М икролегирование бором эк вивалентно введению 1% Ni; 0,5% Сг; 0,2% Мо. Легированные стали нормальной и по вышенной статической прочности. Из сталей нормальной и повышенной про чности наибольшее применение в маш ино- и приборостроении имею т низкоуглеродистые (цементуемые) и среднеу глеродистые (улучшаемые) стали, содер жащие, как правило, в сумме не более 5% легирующих элементов. Низкоуглеродистые (0,1-0,3 % С ) леги рованные стали (табл. 8.4) используют в состоянии наибольш его упрочнения, т. е. после- закалки и низкого отпуска со структурой (в зависимости от состава стали) низкоуглеродистого мартенсита или бейнита. Повышенные прочностные свойства этих структур сочетаются с хо рошей пластичностью, вязкостью, м алой чувствительностью к надрезам и высоким сопротивлением развитию вязкой трещины. Функциональное назначение низкоуглеродистых сталей-цем ентуем ы е (нитроцементуемые) детали (зубчатые коле са, кулачки и т. п.), работаю щ ие в условиях трения. После насыщения поверхности углеродом, закалки и низ кого отпуска низкоуглеродистые стали Сними, обеспечивающие жесткость, статическую и циклическую про ч н о ст ь ТАБЛИЦА 8.4. Массовая доля элементов (%) в легированных конструкционных 151 стал ях (ГОСТ 4543-71) Сталь j С Мп Si 1 Сг Ni Мо Прочие элементы — —. 0 ,2 - 0 ,3 — — — — 0 ,0 3 - 0 ,0 9 T i — — Низкоуглеродистые ста[ЛИ 1 — 0 ,7 -1 — 0 ,9 -1 ,2 — 1-1.3 0 ,6 -0 ,9 2 ,75-3,15 1,25-1,65 3 ,25-3,65 4 - 4 ,4 1,35-1,65 тГ О 1 ГО О 0,12-0,18 15Х 0,23-0,29 0,9-1,2 25ХГМ 0,24-0,32 0,8-1,1 ЗОХГТ 0,17-0,24 1 20ХНЗА 0,09-0,15 12Х2Н4А 18Х2Н4МА 0,14-0,2 Среднеуглеродистые стали 0,36-0,44 0,38-0,45 0 ,8 - 1,1 ЗОХГСА 0,28-0,34 40ХНМА 0,37-0,44 38ХНЗМФА 0,33-0,4 38Х2МЮА 0,35-0,42 0 , 9 - 1 , 2 | 0,8-1,1 0 ,6 -0 ,9 40Х 40ХГТР 0 , 0 3 - 0 ,0 9 T i 0 .0 0 2 - 0,005 0 ,8 - 1,1 1,35- 1,65 , 2 5 -1 ,6 5 0,1 5 -0 ,2 5 0 ,3 5 -0 ,4 5 3-3,5 0 .1 5 -0 ,2 5 0 , 1 - 0 ,1 8 V 0 , 7 - 1 ,1 А1 Примечания:. I. Концентрация марганца и кремния как постоянных примесей не указана] 2. Сера и фосфор находятся в пределах норм для качественных и высококачественных сталей. наряду с твердой поверхностью (HRC свойства низкоуглеродистых сталей без 58-63) имеют достаточно прочную поверхностного упрочнения приведены и вязкую сердцевину, устойчивую к воз в табл. 8.5. Механические свойства опре действию циклических и ударных нагру-|_ делены после двойной закалки I и И зок. Работоспособность цементованных ТАБЛИЦА 8.5. Режимы термической обрадеталей зависит от свойств поверхност ботки и механнческие свойного слоя и сердцевины. При одина ства низкоуглеродистых сталей ковых свойствах цементованного слоя (определяются концентрацией в нем Температура, Механические свой углерода) работоспособность деталей С ства (не менее) повышается по мере увеличения предела 1 С таль закалки о т - 1 о в ст0 .2 1 6 ф ! К С 1Ц текучести и твердости сердцевины. При ^-Ч недостаточном уровне этих свойств под */ 1М Д ж Ч ДI 1 u 1 га 1 М П а о \ М2 1 цементованным слоем происходит пла 15Х 8801770-1 стическая деформация, которая вызы 1 1 *20 1 вает его преждевременное разрушение. 15ХФ 18801760-1 \ 1 810 1 Благоприятное сочетание прочности, 30ХГТ 880 850 пластичности и вязкости, а также высо 25ХГМ 18601 12ХНЗА 8601760кая хладостойкость (порог хладнолом I 810 кости лежит в области отрицательных 1 12Х2Н4А 18601760температур) обусловливают применение 1 1 I 800 низкоуглеродистых сталей и без поверх 118Х2Н4МА 9501 860 ностного упрочнения. Механические I 152 Материалы, применяемые в машино- и Приборостроении (см. табл. 8.5) и низкого отпуска, т. с. термической обработки цементуемых деталей. При использовании этих сталей для деталей, от которых не требуется износостойкая поверхность, проводятся однократная закалка I и низкий отпуск. Все стали, кроме 18Х2Н4МА, приве денные в табл 8.4, относятся к перлит ному классу. •Хромистые стали 15Х, 20X, а также содержащие дополнительно ванадий (15ХФ) или бор (20ХР), образую т группу дешевых сталей нормальной прочности. Для уменьшения коробления их закали вают не в воде, а в масле. В результате они приобретаю т структуру троостита или бейнита и упрочняются несколько меньше (см. табл. 8.5). Стали этой группы применяют для небольших дета лей (сечением не более 25 мм), работаю щих при средних нагрузках. К группе сталей повышенной про чности относятся комплексно-легиро ванные, а также экономно-легированные стали с повышенным содержанием угле рода (0,25-0,30%). Хромоникелевые стали 12ХНЗА, 20ХНЗА, 12Х2Н4А, 20X2 Н4А приме няют для крупных деталей ответствен ного назначения. После закалки в масле эти стали в сечениях до 1 0 0 мм имеют структуру низкоуглеродистого мартен сита в смеси с нижним бейнитом, кото рая обеспечивает сочетание высокой прочности и вязкости. Хромоникельмолибденовая (вольфра мовая) сталь 18Х2Н4МА (18Х2Н4ВА) наиболее высоколегирована и имеет вы сокие механические и эксплуатационные свойства. В этой стали отсутствует перлитное превращение, а температурный интер вал бейнитного превращения практиче ски сливается с мартенситным, поэтому при любом, даже очень медленном ох лаждении получается структура мартен сита (или смеси мартенсита и бейнита). Отжиг для нее неприменим. В качестве смягчающей операции проводят высо кий отпуск на сорбит. бд, МПа Ф, 5000 1100 -МО Ш 0 J 000 зоо т 5оо t e,с Рис. 8.9. Влияние температуры отпуска на механические свойства стали 18Х2Н4ВА С таль 18Х2Н4МА относится к мартенситному классу, закаливается на воз духе и прокаливается практически в лю бом сечении. Ее применяют для крупных деталей особо ответственно го назначения. С таль 18Х2Н4МА (18Х2Н4ВА) из-за присутствия молибде на (вольфрама) слабо разупрочняется при отпуске (рис. 8.9). Ее используют также в улучшенном состоянии при больших статических и ударных нагруз ках. Недостатками среднелегированных сталей, содержащих 3-4% Ni, являю тся высокая стоимость и усложненный цикл химико-термической обработки. В при сутствии легирующих элементов точка для высокоуглеродистого цементо ванного слоя смещается значительно ниже 0°С, поэтому после закалки в нем сохраняется до 60% остаточного аусте нита. С тали необходимо обрабатывать холодом для того, чтобы вызвать пре вращение остаточного аустенита в м ар тенсит и обеспечить высокую твердость поверхности. Хромомарганцевые стали с титаном (18ХГТ, 30ХГТ) и молибденом (25ХГМ) относятся к экономно-легированным и предназначены для замены хромони келевых сталей. Вместо никеля они со держат марганец; титан и молибден Стали. обеспечивающие жесткость, статическую и циклическую прочность 153 Высокие механические свойства при улучшении возможны лиш ь при обеспе чении требуемой прокаливаемости, по этому она служит важнейшей характе ристикой при выборе этих сталей. К ро ме прокаливаемости в сталях важно получить мелкое зерно и не допустить развития отпускной хрупкости. Механические свойства улучшаемых сталей определяются температурой от пуска, так как в зависимости от легиро вания разупрочнение при отпуске одних сталей идет быстрее, других-медленнее. Однако при обработке на одинаковую прочность (например, полученной под бором температуры отпуска) стан дартные механические свойства, опреде ляемые при растяжении, получаются достаточно близкими (табл. 8.6). Разли чие состоит в параметрах надежности, которые более чувствительны к измене нию структуры и состава стали. Хромистые стали 40Х, 45X, 50Х (см. табл. 8.4) относятся к дешевым кон струкционным материалам. С увеличе нием содержания углерода в них повы шается прочность, но снижаются пла стичность и вязкость, повышается порог хладноломкости (см. табл. 8.6). Хромис тые стали склонны к отпускной хруп кости, устранение которой требует быст рого охлаждения от температуры высо кого отпуска. Стали прокаливаются на глубину 15 —25 мм и применяются для деталей небольшого сечения. Причем стали 45Х, 50Х из-за невысокой вязкости рекомендуются для изделий, работаю введены для измельчения зерна и сниже ния чувствительности к перегреву. П ро каливаемость сталей составляет 35-60 мм. В таких сечениях по прочности и твердости они превосходят хромони келевые, но уступают им по вязкости. Эти стали применяют для деталей круп носерийного и массового производства (зубчатых колес автомобилей). Среднеуглеродистые (0 ,3 -0 ,5 % С ) л е гированны е стали (см. табл. 8.4) при обретаю т высокие механические свой ства после термического улучшения - за калки и высокого отпуска (500-650 °С) на структуру сорбита. Улучшение этих сталей в отличие от нормализации обес печивает повышенный предел текучести в сочетании с хорошей пластичностью и вязкостью, высоким сопротивлением развитию трещины. Кроме того, улуч шение заметно снижает порог хладно ломкости, который в этих сталях, в от личие от низкоуглеродистых, лежит при более высоких температурах. Улучшаемые легированные стали применяют для больш ой группы дета лей машин, работаю щ их не только при статических, но и в условиях цикличе ских и ударных нагрузок (валы, штоки, шатуны и др.), концентрации напряже ний, а в некоторых случаях и при пони женных температурах. При выборе ста ли кроме предела текучести, вязкости, чувствительности к надрезу важное зна чение имеют также величины верхнего (г„) и нижнего (г„) порогов хладноломко сти, сопротивление усталости. Т А Б Л И Ц А 8.6. Термическая обработка и механические свойства улучшаемых легированных сталей Отпуск Темпе ратура закал-' ки, 'С Т емпература. °С Среда охлажде ния 40Х 860 500 50Х 30Х ГС А 830 880 820 850 850 520 540 500 620 600 В о да, м асло Т о же » » Сталь 40ХН 40ХНМ А 38XH3MA » Воздух ов 5 °<и Ф О 0 МПа Не менее 'н КС С. МДж м- С 1000 800 10 45 0,6 0 -1 0 0 1100 1100 1000 1100 1200 900 850 800 950 1100 9 10 11 12 12 40 45 45 50 50 0 .4 0,5 0,7 0.8 0.8 20 20 -3 0 -4 0 -6 0 -6 0 -6 0 -1 0 0 -1 2 0 -1 4 0 154 Материалы, применяемые в машино* и приборостроении щих без значительных динамических на грузок. Хромокремнемарганцевые стали ЗОХГСА, 35ХГСА содержат по 1% Сг, Мп и Si и называются хромансилями. Это дешевые стали, сочетающие хорошие технологические и механические свойст ва. Хромансили свариваются всеми ви дами сварки, хорошо штампуются, удов летворительно обрабатываются реза нием, прокаливаются в сечениях 30 — 40 мм. Их широко применяют в авто мобилестроении: валы, сварные конст рукции, детали рулевого управления. Хромоникелевые стали 40ХН, 45ХН, 50ХН обеспечивают высокий комплекс механических свойств в деталях сече нием 40 —50 мм. Из-за присутствия никеля эти стали, в отличие от хро мистых, имеют более высокий темпе ратурный запас вязкости и меньшую склонность к хрупкому разрушению. Хромоникельмолибденовые (вольфра мовые) стали 40ХНМА, 38XH3MA, 38ХНЗМФА, а также 18Х2Н4МА (18Х2Н4ВА) относятся к глубокопрокаливающимся сталям, предназначенным для деталей с поперечным сечением 100 мм и более. Их комплексное леги рование обусловлено тем, что примене ние чисто хромоникелевых сталей неце лесообразно, так как они имеют сильно выраженную склонность к отпускной хрупкости. Для ее устранения в деталях большого сечения недостаточно быстро го охлаждения от температуры высоко го отпуска. Поэтому хромоникелевые стали легируют молибденом (вольфра мом). Стали относятся к мартенситному классу, закаливаются на воздухе, обла дают малой склонностью к хрупкому разрушению, хорошо работают при динамических нагрузках и в условиях пониженных температур. Кроме того, стали слабо разупрочняются при нагре ве и могут применяться при температу рах до 300-400 °С. Они предназначены для деталей наиболее ответственного назначения (валы и роторы турбин, тяжелонагруженные детали компрес сорных машин, редукторов). Недостатки этой группы сталей: вы сокая стоимость, пониженная обрабаты ваемость резанием, склонность к обра зованию флокенов. Легированные высокопрочные . стали. В лучших низко- и среднеуглеродистых сталях после типичной для них термиче ской обработки прочность, оцениваемая временным сопротивлением, ограничи вается значениями ниже 1500 МПа. При 1500 МПа эти стали имеют высо кую чувствительность к концентрато рам напряжений и эксплуатационно не надежны. Развитие техники, стремление к созда нию машин наименьшей массы требуют применения высокопрочных сталей, имеющих сгв> 1500 МПа. Для предупре ждения хрупкого разрушения таким ста лям необходим определенный запас вяз кости (минимально допустимая вели чина KCU = 0,2 М Дж/м2). Кроме того, расчет рабочих напряжений в деталях из этих сталей необходимо вести не только по значению <т0 2, но и по предельно до пустимому размеру дефекта с использо ванием критерия К\с. При использова нии высокопрочных сталей важно также соблюдение определенных требований к конструированию деталей и техноло гии обработки их поверхности. При проектировании необходимо избегать конструктивных концентраторов напря жений, а при изготовлении не допускать на поверхности глубоких рисок, цара пин, обеспечивать минимальную ее ше роховатость. Высокопрочное состояние в сочетании с достаточно высоким сопротивлением хрупкому разрушению может быть по лучено при использовании: 1) средне углеродистых комплексно-легированных сталей после низкого отпуска или тер момеханической обработки; 2) мартенситно-стареющих сталей; 3) метастабильных аустенитных сталей. Среднеуглеродистые комплексно-леги рованные низкоотпущенные стали. По- Стали, обеспечивающие жесткость, статическую и циклическую прочность 155 ТАБЛИЦА 8.7. Механические свойства вы еле закалки и низкого отпуска уровень сокопрочных сталей прочности стали определяется содержа нием углерода и практически не зависит К 1с кси <*в сгi 5 от присутствия легирующих элементов. Сталь МДж/ МПа х О Увеличение содержания углерода до МПа о м2 х м>'2 0,4% повышает временное сопротивле ние до 2400 МПа (см. рис. 8.5), но угле 60 1850 1670 13 50 0,55 ЗОХГСНА родистая сталь имеет полностью хруп 1650 1570 15 53 0,62 65 кое разрушение. Необходимый запас 45 2000 1200 11 43 0,45 40ХГСНЗВА вязкости при такой или несколько мень 60 1850 1560 12 45 0.5 шей прочности достигается совокуп ностью мероприятий (см. п. 7.3), П р и м е ч а н и я : - Г. — временное соп р о ти в главные из которых направлены на под ление. определенное на образцах с трещ иной. 2. В числителе — свойства после закалки от бор рационального состава стали, полу 900°С и низкого отпуска при 250 °С, в зн ам е чение мелкого зерна, обязательного для нателе — после изотермической закалки. высокопрочного состояния, повышение металлургического качества металла. Повышение вязкости достиг ается пре ность к надрезам и более вы сокое со жде всего легированием никелем противление разрушению. (1,5-3%). Чем больше его количество, С редне у глер о д и ст ы е ст и ли , упроч тем ниже порог хладноломкости и ненны е т е р м о м е х а н и ч е с к о й о б р а б о т к о й . больше допустимый уровень прочности. Термомеханическая об работка (ТМ О ) Вместе с ним вводят небольшое количе совмещает два механизма упрочнения — ство кремния, молибдена, вольфрама, пластическую деформацию аустенита и ванадия. Эти элементы, затрудняя раз закалку — в единый технологический про упрочнение мартенсита при отпуске, по цесс. Такое комбинированное воздейст зволяют несколько повысить температу вие применительно к среднеуглеродис ру отпуска и тем самым полнее снять тым легированным сталям — 30Х ГСА , закалочные напряжения. Карбидообра 40ХН, 40ХНМА, 38X H 3M A и другим зующие элементы необходимы также обеспечивает высокую прочность (на для получения мелкого зерна. Хром образцах небольшого разм ера о в — и марганец вводят для обеспечения нуж = 2000ч- 2800 М Па) при д о о а т о ч н о м ной прокаливаемости. запасе пластичности и вязкости. К распространенным высокопрочным В зависимости от условий д еф орм а сталям относятся стали 30ХГСНА, ции аустенита - выше или ниже тем пера 40ХГСНЗВА.40ХН2СМ А, 30Х2ГСН2ВМ, туры рекристаллизации - различаю т 30Х5МСФА. Характерные механические соответственно вы сокотемпературную свойства двух сталей, определенные на (ВТМО) и низкотемпературную образцах с трещиной и без нее, приве (НТМО) термомеханическую обработку, дены в табл. 8.7. В самолетостроении При ВТМО (рис. 8.10,а) сталь деф ор широко применяют сталь ЗОХГСНА, ко мируют при температуре выше тем пе торая представляет собой хромансиль, ратуры .4, и немедленно закаливаю т улучшенную введением 1,6% Ni. Ее ис с тем, чтобы не допустить развития ре пользуют для силовых сварных кон кристаллизации аустенита. При Н Т М О струкций, деталей фюзеляжа, шасси (рис. 8.10,6) деформация проводится и т. п. При временном сопротивлении в области повышенной устойчивое! и до 1650 МПа сталь подвергают изотер аустенита (400 —600 С). Рекристаллиза мической закалке, поскольку по сравне ция .при этих температурах не происхо нию с низкоотпущенным состоянием дит, однако необходимо избе! ать о б р а она обеспечивает меньшую чувствитель- зования бейнитных структур. 156 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Рис. 8.10. Схема термоме ханической обработки стали: а - ВТМО; б - НТМО (за штрихованная юна —интер вал температур рекристал лизации) а) Т М О обоих видов заканчивается низ ким отпуском при 100-200 °С. П ри Т М О повы ш ается весь комплекс механиче ских свойств и особенно пластичность и вязкость, что наиболее важно для вы сокопрочного состояния. П о сравнению с обы чной обработкой прирост прочно сти при Т М О составляет 200—500 М П а, т. е. 10-20% . Х арактеристики пластич ности и вязкости повы ш аю тся в 1,5-2 раза. Улучшение комплекса механических свойств обусловлено ф орм ированием специфического структурного состояния. Д еформация создает в аустените высо кую плотность, дислокаций, образую щих ' из-за процесса поли!гонизации устойчивую ячеистую субструктуру, ко торая наследуется м артенситом при за калке. При этом субграницы то р м о зят движение Дислокаций и локализирую т деф ормацию внутри зерна; в результате прочность повыш ается. В то же время субграницы ведут себя как полупрони цаемые барьеры. О ни допускаю т про рыв дислокаций, их передачу из мест скоплений в соседние субзерна. Э то вы зывает пластическую релаксацию л о кальных напряжений и служит причиной повыш енных пластичности и вязкости. Наибольш ее упрочнение (ств ^ 2800 М Па) достигается при Н Т М О . О днако ее проведение технологически более сложно, чем ВТМ О. О на требует мощ ных деформирую щ их средств, так как для получения высокой прочности необходимы больш ие степени обж атия (50-90%), а аустенит в области тем пера тур 400-600 °С не столь пластичен. Ее 6) м ож но применять для изделий неболь ш ого сечения и простой ф орм ы (лист, лента, прутки). К ром е того, Н Т М О при годна для легированны х сталей с б о л ь ш ой устойчивостью переохлаж денного аустенита. ВТМ О обеспечивает меньш ее упрочнение 1 (ств ^ 2400 М П а), но более высокие пластичность и вязкость. О на ум еньш ает такж е чувствительность к трещ ине ( К 1с возрастает на 20-50% ), снижает порог хладнолом кости, повы ш ает сопротивление усталости и затруд няет разупрочнение при отпуске, что связано с устойчивостью ячеистых дис локационны х структур м артенсита. О со бенно эффективна В ТМ О для чистого вакуум ированного м еталла. К ром е того, В ТМ О более технологична, так как аустенит выш е точки А 3 пластичен и ста билен. П ри деф орм ации не требую тся больш ие степени обж атия; предельное упрочнение достигается при деф орм а ции на 2 0 —40% . Д ля В ТМ О пригодны лю бы е конструкционные стали. О бласть В ТМ О расш иряет явление обратим ости эффекта упрочнения. О но состоит в том , что свойства, полученные при В ТМ О , наследую тся после повтор ной закалки. Э то позволяет заклады вать определенный ресурс свойств в стальны е полуф абрикаты (поковки, прутки, листы и т. п.), подвергая их ВТМ О на металлургическом заводе. Улучш ить свойства среднеуглеро дистых легированных сталей м ож но хо 1 Это обусловлено тем, что при высокой тем пературе трудно избежать частичной рекристалли зации аустенита. Стали, обеспечивающие жесткость, статическую и циклическую прочность лодной пластической деф орм ацией низкоотпущ енного м артенсита. Н ебольш ая деф ормация (5-20% ) увеличивает вре менное сопротивление и особенно пре дел текучести (до 25% ) сталей. Н аиболее вы сокая прочность (ст„« 3000 М П а) получена сочетанием ВТМ О и последую щ ей холодной пла стической деф орм ации образцов из низкоотпущ енных среднеуглеродисты х ста лей. М артенситно-стареющие стали. Э то особый класс вы сокопрочны х м атери а лов, превосходящ их по конструкцион ной прочности и технологичности рас смотренны е вы ш е среднеуглеродисты е стали. Их основа - безуглеродисты е ( < 0,03 % С) сплавы ж елеза с содерж анием 8 -2 5 % Ni, легированны е С о, М о, Ti, AI, Сг и другими элем ентам и (табл. 8 .8 ). Высокая прочность этих сталей дости гается совм ещ ением двух м еханизм ов упрочнения: м артен ситного у -» - » з-превращ ения и старения м артенси та. Н ебольш ой вклад вносит такж е ле гирование твердого раствора. Н икель стабилизирует у-тверды й рас твор, сильно снижая тем пературу у -» - » a -превращ ения (см. рис. 3.20), которое даж е при невысоких скоростях охлаж де ния протекает по м артенситном у м еха низму. М артенситно-старею щ ие стал и зака ли ваю т от 800-860 ° С на воздухе. При нагреве легирую щ ие элементы Ti, Be, А1, Си, М о, о б ладаю щ ие ограниченной 157 и переменной раствори м остью в Fea, переходят в у-раствор и при охлаж де нии не выделяю тся. Закалка фиксирует пересыщ енный железоникелевый м ар тенсит. Б л агодаря высокому содерж а нию никеля, кобальта и .малой концен трации углерода дислокации в нем об лад аю т высокой подвиж ностью . П о этому желеэоникелевый м артенсит при прочности ст„ = 900 -т- 1100 М П а имеет высокую пластичность (5 = 18 -г 20% , \|/ = 75 -г 85 %), вязкость (K C U щ 2 -5-3 М Д ж /м 2) и м алую способность к упроч нению при холодной деформации. П о следнее позволяет д еф орм ировать стали с больш им и степенями обж атия. О сновное упрочнение достигается при старении (480 —520 °С), когда из м артен сита вы деляю тся мелкодисперсные ча стицы вторичных фаз (N i 3Ti, NiAl, F e 2 M o, N i3M o и др.), когерентно свя занны е с матрицей. Н аибольш ее упроч нение при старении вы зы ваю т Ti и А1. м е н ь ш е е -С и и М о. Д ля м артенситностарею щ их сталей характерен высокий предел текучести (см. табл. 8 .8 ) и более высокий, чем у лучш их пружинных сплавов, предел упругости (Сто.вог = 1500 М П а), низкий порот хладноломкости. П ри прочности о„ = 2000 М П а и б о лее стали разруш аю тся вязко, хотя со противление распространению трещ ины у них невелико ( К С Т « 0 ,2 М Д ж /м 2). М алая чувствительность к надрезам , вы сокое сопротивление хрупкому разру ш ению обеспечиваю т высокую кон струкционную прочность изделий в ш и ТАБЛИЦА 8 .8 . Свойства мартенсятно-стареющих сталей Механические свойства Сталь ОЗН18К9М5Т 03HI2K15M10 03X11Н10М2Т Массовая доля легирующих элементов. % 18 Ni; 9 С о ; 5 М о ; 0,9Ti 12 Ni; 15 Со; ЮМо ЮСг; И Ni; 2 Мо; 0,9Ti; 0.2 А1 °0.2 А,, 5 Ф: KCL М Па х МПа X М1' 2 2100 1900 2500 1600 7 5 -8 5 КСТ М Д х/м - £ 8 50 0.5 2400 6 30 0,3 1550 9 0 — 105 8 50 0,5 0 ,2 0 0,21 158 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении роком диапазоне температур от крио генных до 450-500°С. Другое важное достоинство этого класса сталей - высокая технологич ность. Они обладаю т неограниченной прокаливаемостью, хорош о свариваю т ся, до старения легко деформируются и обрабаты ваю тся резанием. При тер мической обработке практически не происходит коробления и исключено обезуглероживание. Стали со старею щим мартенситом, несмотря на высокую стоимость, приме няют для наиболее ответственных дета лей в авиации, ракетной технике, судо строении и как пружинный материал в приборостроении. Метастабилъные аустенитные стали ( трипстали) - новый класс высоко прочных материалов повышенной пла стичности. Они относятся к высоколеги рованным сталям. Их состав, который ориентировочно может бы ть выражен марками 25Н25М4Г, '30Х9Н8М4Г2С2, подобран таким образом, чтобы после закалки от температуры 1000-1100 °С они имели устойчивую аустенитную структуру (Мн лежит ниже 0°С). Аустенитная структура обладает высокой вяз костью, но низким пределом текучести. Для упрочнения стали подвергаю т спе циальной тепловой об р аб о тке-п л асти ческой деформации с больш ими степе нями обжатия (50-80%) при температу ре 400-600 °С, лежащей ниже темпера туры рекристаллизации. При этом де формационное упрочнение (наклеп) со вмещается с карбидным упрочнением, развиваю щимся в результате деформа ционного старения. Насыщенная дисло кационная структура, создаваемая пла стической деформацией, дополнительно стабилизируется выделяющимися дис персными частицами карбидов. В ре зультате деформационно-термического упрочнения предел текучести повыш ает ся до 1800 М Па. При этом сталям свой ственны высокая пластичность (8 ^ 2 0 %) и трещиностойкость. Значения 5 и К 1с К1с,МИа Рис. 8.11. Вязкость разрушения высокопроч ных сталей: *' I —метастабильиых аустеиитиых; 2 — мартенситно-стареющих; 3 — хромоникелевых у этих сталей больш е, чем у других вы сокопрочных сталей (рис. 8 . 11 ). Высокая пластичность и вязкость раз рушения обусловлены развитием мартенситного превращения в процессе де формирования. Дело в том, что при тепловой обработке аустенит обедняет ся углеродом и легирующ ими элемента ми и становится менее устойчивым (метастабильным). Благодаря этому по вторная пластическая деформация вы зывает превращение метастабильного аустенита в мартенсит деформации. Ме ханизм повышения пластичности и вяз кости разрушения связан с «залечива н и ем »-локальн ы м упрочнением аусте нита в участках пластического течения (в том числе и у вершин движущейся трещины). Образующ ийся в таких участках мартенсит деформации упроч няет их настолько, что они перестают быть слабыми участками, и деформация распространяется на соседние участки. Применение метастабильных аустенитных сталей ограничивается слож ностью деформационно-термического упрочнения. Д ля высоких степеней де формации при низких температурах тре буются мощные деформирующие сред ства. Области применения сталей: дета- Стали, обеспечивающие жесткость, статическую и циклическую прочность 6 ^ , МПа Рис. 8.12. Соотношение между пределом текучести и пластичностью высокопрочных сталей: 1 - среднеуглеродистых, упрочненных ТМО; 2 — мартенси гно-стареющих ; J —среднеуглеродистых легированных без ТМО; 4 —метастабильных аустенитных ли авиаконсТрукций, броневой лист, проволока тросов и др. Взаимное расположение высоко прочных сталей различных классов по прочности и пластичности представлено на рис. 8.12. Из него видно, что наи большей прочностью обладаю т сред неуглеродистые стали после термомеха нической обработки, а наибольшей пла стичностью при одинаковой прочно сти - метасгабильные аустенит ные стали. Легированные стали с повышенной ци клической прочностью. Циклическая прочность стали определяет работоспо собность большой группы ответ ственных деталей м аш и н-валов, осей, шатунов, штоков, валов-шесгерен и дру гих. Основой выбора стали для таких деталей служит предел выносливости о_!. Наряду с о . , используют и такие параметры статической прочности, как I q 0>2 или НВ, что объясняется их устойчивой связью с пределом выносли вости. При выборе марки стали учиты вают также ударную вязкость, сопроти вление износу, прокаливаемость. Изменение предела выносливости ста ли с ростом ее статической прочности подчиняется сложной зависимости (рис. 8.13). 159 В соответствии с закон ом ерностям и усталостного разруш ения вы сокая ци клическая прочность стали достигается в том случае, если она оказы вает вы со кое сопротивление зарож дению трещ ин усталости и их развитию . К ак о т м е чалось в п. 7.2, трещ ины усталости зарож даю тся тем труднее, чем выш е сопротивление поверхностного слоя пластической деф орм ации: иначе цик лическая пластическая деф орм ация ф ормирует глубокие повреж дения по верхности, являю щ иеся источникам и субмикроскопических трещ ин усталости. Развитие трещ ин усталости, наоб орот, идет тем труднее, чем легче протекает пластическая деф ормация, и тем сам ы м полнее релаксирую т напряж ения у вер шины трещины. Исходя из этих закон о мерностей, упрочнение стали повы ш ает сопротивление зарож дению трещ ин усталости, а повыш ение пластичности — сопротивление их развитию . Высокая пластичность необходима также для уменьшения чувствительности к концен траторам напряжений, которы е облег чают зарождение трещ ин усталости. Т а ким образом , предел вы носливости стали зависит не только от ее статической прочности, но и от пластичности. г.,, МПа 200 600 1000 1 Ш 6 в ,МЛа Рис. 8.13. Зависимость предела выносливо сти при изгибе от временного сопротивления среднеуглеродистых сталей с различной структурой 160 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении Снижение пластичности стали и обус ловливает замедление роста предела выносливости (см. рис. 8.13) при повы шении прочности выше некоторого зна чения. Для деталей, работаю щ их при цикли ческих нагрузках, преимущественно при меняют стали нормальной и повышен ной статической прочности. Из них предпочтение отдаю т улучшаемым ста лям : углеродистым БСт5, ВСт5, 35, 40, 45, 50, 55 и низколегированным 40Х, 50Х, 40ХН, . 50ХН, 40ХНМА, 35ХГСА, 38XH3MA и др., обрабаты ваемы м на структуру сорбита. В отдельных случаях углеродистые стали из-за низкой прока ливаемости применяют в норм ализован ном состоянии с ферритно-перлитной структурой. Для улучшаемых сталей, имеющих невысокую твердость (НВ < 3500), ха рактерны раннее пластическое течение и повреждение тонких (5-10 мкм) по верхностных слоев. Субмикроскопические трещины усталости у них возни каю т на ранней стадии, составляющей 3-10% от общего времени до разруше ния. Остальное время приходится на их развитие. Характерная особенность улучша емых сталей - высокая живучесть, обу словленная низкой скоростью роста трещины усталости (СРТУ). Причиной низкой СРТУ, кроме высокой пластич ности сталей, является также развитая субструктура ферритной фазы сорбита, которая формируется при высоком от пуске в результате процесса полигонизации. Дислокации, выстраиваясь в стен ки, образуют в феррите малоподвижные субграницы, которые дополнительно блокируются карбидными частицами. При наличии таких внутренних барье ров трещина вынуждена ветвиться, раз виваться зигзагообразно, что увеличи вает энергию ее образования и время развития. В результате улучшаемые ста ли на обобщенной диаграмме усталост ного разрушения (см. рис. 7.10) имеют достаточно длительную стадию II и ко роткую стадию I. К роме высокой живучести важное до стоинство улучшаемых сталей - м алая чувствительность к качеству поверхно сти и случайным ударным нагрузкам. В связи с этим выносливость улуч шаемых сталей относительно слабо сни жается при наличии на поверхности де талей острых концентраторов напряже ний (резьбы, шпоночных канавок, мел ких отверстий, галтелей м алого радиуса и т. п.). Н едостаток улучшаемых сталей— невысокий предел выносливости, вели чина которого растет по мере увеличе ния статической' прочности стали (см. рис. 8.13). При этом до значений огв < < 1200 М П а зависимость между ств и ст_! сохраняется линейной, а коэффи циент выносливости кв = 6_х/(Ув макси мальный и достигает примерно 0,5. Рассчитывать детали из улучшаемых сталей по величине а _ j не всегда целе сообразно из-за низких допустимых ра бочих напряжений, что определяет слиш ком больш ие размеры деталей. Не редко расчет ведут по ограниченному пределу выносливости (страб > o i t). Э то допустимо, так как высокая живучесть' улучшаемых сталей позволяет своевре менно выявить трещину и заменить де таль без аварийных последствий. Н а иболее низкий предел выносливости имеют среднеуглеродистые стали (БСт5, ВСт5, 35, 40, 45, 50, 55, 40Х и др.), при меняемые в нормализованном состоя нии с ферритно-перлитной структурой (см. рис. 8.13). В таком состоянии эти стали используют при ограничении стоимости деталей или при больших ви брационных нагрузках, когда от м ате риала требуется высокая демпфирую щ ая способность. Стали повышенной прочности (ств = = 1300 ч- 1500 М Па) и твердости (HRC 40-50) со структурой троостита (см. рис. 8.13) относятся к материалам функ ционального назначения - рессорно-пружинным сталям. Циклические нагрузки Стали, обеспечивающие жесткость, статическую и циклическую прочность в них вызывают слабое деформацион ное упрочнение поверхности и развитие ее усталостной повреждаемости. Уста лостное разрушение в этих сталях, как правило, инициируют поверхностные концентраторы напряжений: риски, ца рапины, обезуглероженные участки и т. п. Повышенная чувствительность к надрезам служит причиной более за метного разброса значений а _ , (см. рис. 8.13), замедления их роста с увеличением статической прочности и, как следствие, снижения коэффициента выносливости до 0,4. Для того чтобы обеспечить более высокую циклическую прочность этих сталей, необходимо уменьшить их чув ствительность к концентраторам напря жений. Твердые {HRC > 50) высокопрочные стали с мартенситной структурой об ладаю т особо высокой чувствитель ностью к концентраторам напряжений, что нейтрализует их основное свой ство-вы сокое сопротивление образова нию трещин усталости. По этой причи не увеличение их статической прочности не сопровождается повышением вынос ливости (см. рис. 8.13). Более того, при ств> 2 0 0 0 М Па начинается снижение ст_,, а коэффициент выносливости уменьшается до 0,3*. Таким образом, потенциальные свойства высокопрочных сталей при циклических нагрузках не ре ализуются. Особенно сильно это про является не в образцах, а в реальных де талях вследствие резкого увеличения эффективного коэффициента концентра ции напряжений (К а)0 [см. формулу (7.4)]. Его увеличение связано с интен сивным ростом коэффициента К а по ме ре повышения статическбй прочности стали и снижением коэффициентов, ха рактеризующих влияние масштабного фактора е„ и шероховатости поверхно сти р. Вследствие высоких значений {Ka)D несущая способность деталей из 161 легированных высокопрочных сталей может быть ниже, чем из простых~углеродистых сталей. Вместо объемно-упрочненных высоко прочных сталей применяют среднеи низкоуглеродистые стали, подверг нутые поверхностному упрочнению. Его проводят следующими технологически ми методами: 1) закалкой с индукцион ного нагрева ТВЧ; 2) химико-термиче ской обработкой - цементацией (нитро цементацией), азотированием; 3) по верхностным пластическим деформиро ванием (ППД): обкаткой роликами, об дувкой дробью и др.; 4) комбиниро ванными методами, включающими хи мико-термическую обработку и ППД. Благоприятное влияние технологиче ских методов обусловлено действием двух факторов - повышением сопроти вления пластической деформации по верхностного слоя и созданием в нем остаточных напряжений сжатия. Влияние этих факторов особенно зна чительно для деталей машин, работаю щих на изгиб, кручение, т. е. когда на пряжения максимальны на поверхности (валы, оси, зубчатые колеса 1 и др.). Упрочненный поверхностный слой в ви де жесткой оболочки затрудняет выход дислокаций на поверхность и тем самым препятствует развитию на ней повреждений и образованию трещин усталости. Этому же способствуют и остаточные напряжения сжатия. Сум мируясь с напряжениями от внешней нагрузки, они уменьшают на поверхно сти неблагоприятные напряжения растя жения. Степень влияния остаточных напря жений сжатия растет с увеличением предела текучести поверхностного с л о я -т о й предельной величины, кото рой они могут достигать в нем. При этом растет не только возможный уро вень осгато'Пшх напряжений, но и их стабильность в процессе циклического * Высокие значения к %0,5 при мартенситной структуре могут сохраняться лишь для срсднеуглеродистьгх сталей, упрочненных термомеханической 1 В зубчатых колесах на изгиб работает основа обработкой (штриховая линия на рис. 8.13). ние зуба. 6 Под ред. Б. Н. Арзамасова 162 Материалы, применяемые я машина- и приборостроении н а гр у ж е н и я . П р и м артен си тн ой высокоп р о ч н о й с тр у к т у р е остаточны е напряже н и я д о с т и г а ю т в поверхностном слое б о л ь ш о й вел и ч и н ы , при которой напря ж е н и я р а с тя ж е н и я о т внешней нагрузки у м е н ь ш а ю т с я н асто л ько , что смещ аю т о ч а г р а зр у ш е н и я в подповерхностны й с л о й , н е й т р а л и зу я тем сам ы м поверх н остны е к о н ц е н тр а т о р ы напряжений. Т а к и м о б р а з о м , ф орм и рован и е высоких о с т а т о ч н ы х н ап ряж ен и й сж атия - важная с о с т а в н а я ч асть технологии изготовле н и я д е т а л е й м а ш и н повы ш енного со п р о т и в л е н и я устал ости . Э ф ф е к т и в н о с т ь технологических ме т о д о в к о л и ч ествен н о оценивается коэф ф и ц и е н т о м упрочнения Рупр, показы ваю щ и м , в о с к о л ь к о р а з снижается эффек т и в н ы й к о эф ф и ц и ен т концентрации на п р я ж е н и й (K a)D и увеличивается предел в ы н о с л и в о с т и кон кретн ой детали. Влия н и е п о в е р х н о с т н о г о упрочнения на Рупр п о к а з а н о в т а б л . 8.9. И з т а б л и ц ы ви д н о, что эффективность т е х н о л о г и ч е с к и х м ет о д о в тем значи т е л ь н е е , ч ем острее концентратор на п р я ж е н и й (вы ш е К в). Выбор метода поверхностного упроч нения детали зависит от условий ее экс плуатации, формы, размеров, марки вы бранной стали и других факторов. Закалку с индукционным нагревом ТВЧ широко используют в массовом производстве для повышения долговеч ности осей, пальцев, валов и других де талей цилиндрической формы. На структуру мелкопластинчатого мартен сита и высокую твердость (HRC 50-60) обрабатывают слои толщиной 1-3 мм. Вследствие фазовых превращений, вы зывающих увеличение удельного объе ма поверхностного слоя, в нем форми руются остаточные напряжения сжатия, которые на поверхности составляют 300-600 МПа. Предел выносливости гладких валов увеличивается в 1,3-1,7 раза (см. табл. 8.9). Обладая высокой производитель ностью, метод поверхностной закалки в то же время мало эффективен для де талей сложной формы, для которых возможно только местное упрочнение. В местах обрыва закаленного слоя, не охватывающего галтели, выточки и дру- Т А Б Л И Ц А 8.9. Повышение предела выносливости валов при поверхностном упрочнении Коэффициент упрочнения валов РуПр Вид поверхн остной об р аб о тк и Прочность сердцевины ст„, М П а гладких (*0 = 1 с малой концентрацией напряжений с большой концентрацией напряжений (*о< 1,5) (А,, = 1,8 -г 2) И ндукционная закал ка с на гревом Т В Ч 600 -8 0 0 800-1000 1,5-1,7 1,3-1,5 1,6-1,8 2,4-2,8 900-1200 1,1-1,3 1,5-1,7 1,7-2,1 А зотирование 4 0 0 -6 0 0 700 -8 0 0 1000- 1200 1,8-2 1,4-1,5 1,2-1,3 3 Ц ем ентация 600-1500 1,1-1,3 V 1,1 - Ь З Д робеструй ный наклеп Н акатка л и ком ро 2 1,5—1,6 1,3-1,5 - 1,7-2,1 1,6-2 Стали, обеспечивающие жесткость, статическую и циклическую прочность 163 = 12001 1400 М П а и HRC 43-45. Такие гие концентраторы, возникают высокие остаточные напряжения растяжения, свойства характерны для хромонике снижающие выносливость. Этого недо левых и хромоникельмолибденовых ста лей 12ХНЗА, 12Х2Н4А, 20Х2Н4А, статка не наблюдается при химико-термической обработке, обеспечивающей 18Х2Н4МА, а также сталей с повы равномерное упрочнение, более высо шенным содержанием углеро кую выносливость и одновременно из д а-25Х Г М , 30ХГТ и др. (см. табл. 8.4). Азотированию подвергают легиро носостойкость поверхности. Поверх ностные слои приобретают высокую ванные стали 38Х2МЮА, 40Х, твердость: HV 7000-9000*. (HRC 59-63) 40ХНМА, 18Х2Н4МА и др., для упроч после цементации (нитроцементации) нения сердцевины которых проводят и HV 8000-10000 после азотирования, термическое улучшение. Их выносли вость определяется режимом азотирова а также высокие остаточные напряже ния и растет по мере увеличения тол ния сжатия, смещающие очаг усталост щины упрочненного слоя. Вследствие ного разрушения под поверхность. небольшой толщины слоя (0,3-0 ,6 мм), Предел выносливости гладких валов ограничивающей допустимые нагрузки, увеличивается в 1, 1 - 2 раза, а при нали а также большой длительности процес чии концентраторов напряжений в са азотирование применяют реже, чем 3 раза и более (см. табл. 8.9). цементацию. Ему отдаю т предпочтение Наиболее напряженные детали (зуб в тех случаях, когда нежелательна де чатые колеса, вал-шестерни и др.) под формация деталей при упрочнении или вергают цементации, применяя для их требуется повышение коррозионной изготовления низкоуглеродистые стали стойкости и высокая износостойкость (см. табл. 8.4). После насыщения углеро поверхности. дом, закалки и низкого отпуска эти ста В отличие от азотирования цемента ли при высокой поверхностной твердо сти сохраняют вязкую сердцевину, спо ция вызывает сильную деформацию де собную воспринимать ударные нагруз талей, для устранения которой шлифо ки. Достоинство цем ентации-возм ож ванием приходится удалять слои тол ность получить упрочненные слои боль щиной 0,10-0,25 мм, т. е. слои шой толщины (0 ,8 - 2 мм и более), с остаточными напряжениями сжатия. выдерживающие высокие удельные на В результате остаточные напряжения грузки. Однако максимальной цикличе сжатия снижаются; во многих случаях ской прочности отвечают слои меньшей формируются напряжения растяжения. толщины (0,4-0 ,8 мм), когда остаточные В связи с этим цементованные детали напряжения сжатия высоки у поверхно после шлифования упрочняют обкаткой сти, а очаг разрушения находится неглу роликами или обдувкой дробью. О бкат боко от нее. С увеличением толщины ку роликами применяют для поверх слоя остаточные напряжения и предел ностного наклепа деталей цилиндриче выносливости снижаются, очаг разруше ской формы, обдувку дробью (диаме ния смешается в глубь с л о я -н а границу тром 0,6-3,0 мм), отличающуюся боль с сердцевиной. По этой причине цикли шой универсальностью и производи ческая прочность цементированных де тельностью, — для деталей любой конфи талей зависит не только от свойств по гурации. верхностного слоя, но и от свойств Комбинированное упрочнение харак сердцевины, увеличиваясь по мере повы теризуется высокой эффективностью, шения ее прочности и твердости, дости поскольку П П Д дополнительно увели гая максимального значения при ств = чивает твердость поверхностных слоев * Здесь и далее твердость приведена в мегапа (на 1 0 - 2 0 %) и формирует в них высокие остаточные напряжения сжатия. В итоге скалях. 6* 164 М<те,шлы « м ш т * * «р^рост рт ш б .,, МПа 7 /s s s £ О Z 200 Ш 2 ______________________ 600 б ц , мп а Рис 8 14. Зависим ость предела выносливости углеродисты х сталей от временного сопро тивления разры ву при испытании в различ ных средах: 1-т воздухе; 2 - в пресной воде: 3 - в мор ской воде предел выносливости цементованных деталей увеличивается в 1,5-2 раза. П П Д эффективно также и для деталей, закаленных с нагревом ТВЧ, особенно при обрыве упрочненного слоя у кон центратора. В коррозионных средах сопротивле ние усталости рассмотренных выше некоррозионно-стойких сталей резко сни жается и не зависит от их статической прочности (рис. 8.14). Такие стали п р и меняю т с поверхностным покрытием из цинка, кадмия, хрома или никеля. Ши роко используют также специальные коррозионно-стойкие стали, которые рассмотрены в гл. 14. Г лава 9. М А ТЕ РИ А Л Ы С О С О Б Ы М И ТЕХ НО ЛО ГИ ЧЕСКИМ И В этой главе рассмотрены материалы с высокими технологическими свойства ми: обрабатываемостью резанием, штампуемостью, свариваемостью и пригод ностью к изготовлению высококачествен ных отливок. 9.1. Стали с улучшенной обрабатываемостью резанием О бработка резанием — основной спо соб изготовления больш инства деталей машин и приборов. С улучшением обра баты ваемости стали растет производи тельность их обработки. О собое значе ние это имеет для м ассового производ ства, где ш ироко применяю т автом ати ческие линии. О брабаты ваем ость оценивается не сколькими показателями, главный из которых — интенсивность изнашивания режущего инструмента. Количественная характеристика этого показателя — мак симально допустимая скорость резания, соответствую щ ая определенной величи не износа или заданной стойкости ин струмента. К дополнительны м показа телям относятся: чистота поверхности резания, ф орм а стружки и легкость ее отвода. О брабаты ваем ость стали зависит от ее механических свойств, теплопровод ности, микроструктуры и химического состава. Связь между обрабаты ваем остью и механическими свойствами неоднознач ная. Допустимая скорость резания сни жается с увеличением твердости и проч ности стали, поскольку увеличиваются усилия резания и температура нагрева инструмента, вы зы ваю щ ая разупрочне ние его режущей кромки и снижение стойкости. М ежду тем обработка слиш СВОЙ СТВАМ И ком пластичных сталей затруднена вследствие образования сплошной трудноломающ ейся стружки, которая, непре рывно скользя по передней поверхности инструмента, нагревает и интенсивно изнашивает ее. К ром е того, на режущей кромке инструмента из-за налипания м еталла возникает нарост, в результате чего поверхность получается ш ерохова той с задирами. Особенно плохой обрабаты ваемостью отличаю тся аустенитные стали, кото рые кроме высокой пластичности и вязкости имею т пониженную теплопро водность. Выделяющаяся при их обра ботке теплота концентрируется в зоне резания, снижая стойкость инстру мента. Повышение обрабаты ваемости реза нием достигается технологическими и металлургическими приемами. К техно логическим относятся термическая об ра ботка и наклеп. Заготовки среднеугле родистых сталей подвергаю т норм али зации, так как она формирует наиболее благоприятную , с точки зрения обраба тываемости, структуру, состоящ ую из феррита и пластинчатого перлита. Н ор мализацию проводят с высоких темпе ратур нагрева для укрупнения зерна, что несколько увеличивает допустимую скорость резания. О брабаты ваем ость низкоуглеродис тых сталей повыш аю т холодной плас тической деформацией, которая, снижая пластичность сталей, способствует по лучению сыпучей, легкоотделяющ ейся стружки. Более эффективны металлургические приемы, предусматриваю щ ие введение в конструкционную сталь серы, селена, теллура, кальция, изменяющих состав и количество неметаллических включе ний ; свинца, создаю щ его собственные 166 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении м еталлические вклю чения; фосфора, изм еняю щ его свойства металлической основы. Эти добавки и образуем ы е ими вклю чения созд аю т как бы внутренню ю смазку, которая в зоне резания снижает трение между инструментом и струж кой, а также облегчаю т ее изм ель чение. С тали с увеличенным содержанием серы или дополнительно легированные указанными выше элем ентам и относят ся к так назы ваем ы м автом атны м ста лям. В соответствии с Г О С Т 1414-75 эти стали м аркирую т буквой А (авто матная), присутствие свинца обозначает буква С, с е л е н а -Е , к а л ь ц и я - Ц 1; двух значная цифра после букв А, АС или А Ц - среднее содержание углерода в со ты х долях процента. А втом атны е сернистые стали A l l , А 12, А20, АЗО, А35, А40Г являю тся угле родистыми, содерж ат 0,08-0,30% S и 0,05-0,15% Р. Д ля того чтобы не про являлась красноломкость, в них увели чено количество м арганца (0,70-1,55%). Сера образует больш ое количество сульфидов м арганца, вытянутых в на правлении прокатки. Сульфиды оказы ваю т смазы ваю щ ее действие. К ром е то го, наруш ая сплош ность м еталла, они вместе с фосфором, повы ш аю щ им хруп кость феррита, облегчаю т отделение и измельчение стружки. О тсутствие на липания м еталла на инструмент способ ствует получению гладкой блестящей поверхности резания. Вместе с тем по вышенное количество серы и фосфора снижает качество стали. А втом атны м сернистым сталям свойственна анизо тропия механических свойств - пони женные вязкость, пластичность и осо бенно сопротивление усталости в попе речном направлении прокатки. Э то об стоятельство, а также низкая корро зионная стойкость ограничиваю т их применение для изготовления ответ 1 Автоматные стали, содержащие кальций, про изводят по техническим условиям. ственных деталей м аш ин. С тали A ll, А 12, А20 использую т для крепежных де талей, а такж е м алонагруж енны х дета лей сложной ф орм ы , к которы м предъя вляю тся требования высокой точности разм еров и чистоты поверхности. Стали АЗО, А40Г предназначены для деталей, испытываю щ их более высокие напряже* ния. А втом атны е свинцовосодержащие (0,15-0,35% РЬ) стали подразделяю т на углеродистые с повы ш енным содерж а нием серы (АС14, АС40, АС35Г2, АС45Г2) и легированные, среди которых им ею тся низкоуглеродистые (АС12ХН, АС14ХГН, АС20ХГНМ ) и сренеуглеродистые (АС30ХМ, АС38ХГМ , АС40ХГНМ ). П о обрабаты ваем ости эти стали зам етно превосходят сернистые. Свинец не растворяется в стали и нахо дится в виде дисперсных частиц, ко торы е вместе с сульфидами действую т как энергичные измельчители стружки. К ром е того, от теплоты резания свинец плавится, «выпотевает» - растекается в виде пленки по обрабаты ваем ой по верхности, эффективно снижая трение меж ду инструментом и деталью . Введение свинца повы ш ает скорость резания на 3 0-40% без снижения стой кости инструмента и в 2-7 раз увеличи вает стойкость инструмента при сохра нении принятой скорости резания. Свинец не ухудш ает прочностных свойств, вы зывая некоторую анизотро пию пластичности и вязкости. Свинцо восодержащ ие стали ш ироко приме няю т на автозаводах для изготовления многих деталей двигателя. А втом атны е селеносодержащие стали подразделяю т на углеродистые (А35Е, А45Е) и хромистую (А40ХЕ). О ни содер жат 0,04-0,10% Se и 0,06-0,12% S. По вышение обрабаты ваем ости связано с образованием селенидов и сульфоселенидов. Они обволакиваю т твердые ок сидные включения и, тем самым, устра няю т их истирающ ее действие. Кроме того, селениды сохраняю т глобулярную форму после обработки давлением, по- Материалы с особыми технологическими свойствами 167 этому практически не вызывают анизо мированны й м еталл в отличие о т л и т о тропию свойств стали. Применение се го имеет примерно в 1,5 р аза более леносодержащих сталей позволяет в высокую конструкционную прочность. Высокий запас технологической п л а 2 раза снизить расход инструмента и до стичности необходим листовы м стал ям , 30 % повысить производительность предназначенным для холодной ш т а м обработки. повки. Технологическая пластичность В отличие от серы селен практически не снижает коррозионных свойств. Его зависит от химического состава стали, ее м икроструктуры и контроли руется вводят в аустенитную хромоникелевую парам етрам и механических свойств. коррозионно-стойкую сталь. Сталь Способность стали к вы тяж ке при хо 12Х18Н10Е (ГОСТ 5632-72) содержит 0,15-0,30% Se и по обрабатываемости лодной ш там повке определяется кон центрацией углерода. Ч ем она м еньш е, приближается к простой углеродистой тем легче идет технологический процесс стали. Автоматные кальцийсодержащие вытяжки. Д ля глубокой вы тяж ки содер (0,002-0,008% Са) стали (АЦ20, АЦ30, жание углерода в стали ограничиваю т 0,1% ; при 0,2-0,3% С возм ож н ы то л ько АЦ40Х, АЦ30ХН и др.) с добавлением свинца и теллура предназначены для из гибка и незначительная вы тяж ка, а при готовления термически упрочненных де 0,35-0,45% С - и з г и б б ольш ого радиуса. М икроструктура стали д олж на со талей, обрабатываемых твердо стоять из ф еррита с небольш им количе сплавным инструментом при высоких ством перлита. Выделение по гран и ц ам (1 0 0 м/мин и более) скоростях резания. зерен структурно свободного (третично Необходимость использования высоких го) цементита строго ограничивается во скоростей обработки диктуется тем, что тугоплавкие кальцийсодержащие вклю избежание разры вов при ш там повке. всего деф орм ируется стал ь чения. образующиеся в этих сталях, спо Лучше собны размягчаться и проявлять см азы с мелким зерном , соответствую щ им 7 —8 номеру по Г О С Т 5639 —82. П ри вающее действие лишь при высоких больш ем разм ере зерна получается ш е температурах в зоне резания. роховатая поверхность в виде так н азы ваемой апельсиновой корки, при м ен ь ш е м -с т а л ь становится слиш ком ж ест 9.2. Стали с высокой кой и упругой. Т акж е неж елательна технологической пластичностью разнозернистая структура, поскольку и свариваемостью она способствует неравном ерности де формации и образован ию трещ ин. Технологическая пластичность собность металла подвергаться горячей К онтролируем ы м и п ар ам етр ам и м е и холодной пластической деформации. ханических свойств стали являю тся о т В горячем (аустенитном) состоянии носительное удлинение 8 и отнош ен ие большинство сталей обладаю т высокой а т/а„. Чем больш е 8 , ниже а т и. сл едо пластичностью, что позволяет получать вательно, меньш е отнош ение сгт/ст„ (ре фасонный прокат и поковки без дефек комендуется равны м 0,55-0,66), тем вы тов (трещин, разрывов и т. п.). Более ше способность низкоуглеродисты х с т а того, горячей обработкой давлением (в лей к вытяжке. сочетании с последующим отжигом) из Для глубокой, слож ной и особ о сл о ж мельчают микроструктуру, устраняют ной вытяжки использую т м ал оп рочн ы е литейные дефекты и, формируя волокна ( о в = 2 8 0 + 3 3 0 М П а), вы сокопластичны е вдоль контура поковок, создаю т благо (8 «» 33 -5- 45 %) стали 05, 08, 10 всех видов приятно ориентированную макрострук раскисления. Их п оставляю т в виде т о н туру. В результате эт о ю юрячедефоркого холоднокатаного лис га, подвергну- 168 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении того рекристаллизационному отжигу при температуре 650-690 °С. Ш ироко применяют кипящие стали 05кп, 08кп и 10кп. Способность этих ста лей хорош о ш там поваться обусловлена низким содержанием углерода и почти полным отсутствием кремния, который сильно упрочняет феррит и затрудняет его деформируемость. Для глубокой вы тяжки чаще всего используют сталь 08кп. И з нее ш там пую т детали кузова автомобиля, корпуса приборов и другие детали сложного профиля. Кипящ ая сталь из-за повышенной газонасыщенности склонна к деф орма ционному старению. В связи с этим для холодной ш тамповки используют сталь, микролегированную ванадием 08Фкп (0,02-0,04% V) или алюминием 08Юкп. Ванадий и алюминий связываю т приме си внедрения (азот, кислород) в прочные химические соединения и препятствуют развитию деформационного старения. Применяю тся также полуспокойные и спокойные стали 08пс и 08, которые, несмотря на меньшую пластичность, обладаю т бОлее высокой стабиль ностью свойств. Свариваемость- способность получе ния сварного соединения, равнопрочно го с основным металлом. Для образова ния качественного соединения важно предупредить возникновение в сварном шве различных дефектов: пор, непроваров и, главным образом, трещин. Ха рактеристикой свариваемости данного м еталла служат количество допу скаемых способов сварки и простота ее технологии. Свариваемость стали тем выше, чем меньше в ней углерода и легирующих элементов. Влияние углерода является определяющим. Углерод расширяет ин тервал кристаллизации и увеличивает склонность к образованию горячих тре щин, которая тем больше, чем дольше металл ш ва находится в жидком состоя нии. Причина холодных тр ещ и н -вн у тренние напряжения, возникающие при структурных превращениях, особенно мартенситном, в результате местной за калки (подкалки). Увеличивая объемный эффект мартенситного превращения, углерод способствует также образова нию холодных трещин. В связи с этим высокой свариваемостью обладаю т ста ли, содержащие до 0,25% С. К ним от носятся углеродистые стали (БСтО*. Б С т 1 -Б С т 4 , В С т1-В С т4; 0,5, 08, 10, 15, 20, 25), а также низколегированные, при меняемые для изготовления различных металлоконструкций: стали для трубо проводов, мостостроения, вагонострое ния, судостроения 09Г2(Д), 09Г2С, 14Г2, 15ГФ(Д), 16ГС, 17ГС и д р .; стали с карбонитридным упрочнением, приме няемые для мостов, металлоконструк ций цехов, кранов, резервуаров 14Г2АФ(Д), 15Г2СФ(Д), 16Г2АФ и др. (ГО СТ 19282 —73). Эти стали содержат небольшие добавки ванадия в сочетании с повышенным содержанием азота (до 0,025%). Введение этих элементов спо собствует образованию дисперсных карбонитридных фаз, измельчающ их зерно. В результате повышается прочность стали и понижается температура пере хода в хрупкое состояние. Э то дает возможность применять такие стали в районах с холодным климатом. При добавлении меди (буква Д в марке) стали приобретаю т повышенную стой кость к атмосферной коррозии. Сварка всех этих сталей при толщ и нах до 15 мм не вызывает затруднений. Сварка таких же сталей больших тол щин и в термически упрочненном со стоянии требует подогрева и термиче ской обработки. При сварке углеро дистых и низколегированных сталей, содержащих более 0,3% С, возникают затруднения из-за возможности закалки и охрупчивания околошовной зоны. Сварка высокохромистых и хромонике левых сталей в связи с неизбежными фа зовыми превращениями в металле тре бует специальных технологических при емов - снижения скорости охлаждения, применения защитных атмосфер и по следующей термической обработки. Материалы с особыми технологическими свойствами 169 9.3. Железоуглеродистые сплавы с высокими литейными свойствами Литейные свойства сплавов оцени вают жидкотекучестью, величиной усад ки, а также склонностью к образованию пористости, ликвации, горячих и хо лодных трещин. О т литейных свойств зависит не только возм ож ность получе ния сложной отливки, но и ее конструк ционная прочность, так как многие де фекты литой структуры - пористость, ликвационная неоднородность, микро трещины - эффективные концентраторы напряжений. Литейные свойства сплавов тем выше, чем меньш е их температурный интервал кристаллизации. В связи с этим наибо лее высокими литейными свойствами обладаю т сплавы, испытывающ ие эв тектическое превращение. И з сплавов на основе железа лучшие литейные свойства имею т чугуны. Чугунами назы ваю т железоуглеро дистые сплавы, содержащие более 2,14% С и затвердеваю щ ие с образова нием эвтектики. Благодаря сочетанию высоких литейных свойств, достаточной прочности, износостойкости, а также о т носительной дешевизне чугуны получи ли ш ирокое распространение в маш ино строении. Их использую т для производ ства качественных отливок сложной формы при отсутствии жестких требова ний к габаритам и массе деталей. Разновидности чугунов. В зависимости от того, в какой ф орм е присутствует углерод в сплавах, различаю т белые, серые, высокопрочные и ковкие чугуны *. Высокопрочные чугуны явля ю тся разновидностью серых, но из-за повышенных механических свойств их выделяют в особую группу. Белыми назы ваю т чугуны, в которых весь углерод находится в связанном со стоянии в виде цементита. Э ти чугуны, фазовые превращения которых проте каю т согласно диаграм м е состояния 1 Название белых и серых чугунов определяется цветом излома, название ковкого-условное. F e - F e 3 C, подразделяю т на доэвтектические, эвтектические и заэвтектические. И з-за больш ого количества цементи та белые чугуны тверды (НВ 4500-5500), хрупки и для изготовления деталей м а шин не используются. Ограниченное применение имею т отбеленные чу гу н ы -о тл и вки из серого чугуна со слоем белого чугуна в виде твердой корки на поверхности. Из них изгото вляю т прокатные валки, лемехи плугов, торм озны е колодки и другие детали, ра ботаю щ ие в условиях износа. В промыш ленности широко приме няю т серые, высокопрочные и ковкие чугуны, в которых весь углерод или часть его находится в виде графита. Графит обеспечивает пониженную твер дость, хорош ую обрабаты ваемость ре занием, а также высокие антифрик ционные свойства вследствие низкого коэффициента трения. Вместе с тем включения графита снижаю т прочность и пластичность, так как наруш ают сплош ность металлической основы сплава. Серые, высокопрочные и ковкие чугуны различаю тся условиями образо вания графитных включений и их ф ор мой, что отражается на механических свойствах отливок. Серые чугуны. Серыми называю т чу гуны с пластинчатой формой графита. По химическому составу серые чу1 уны разделяю т на обычные (Нелегиро ванные) и легированные. Обычные серые чугуны - сплавы сложного соста ва, содержащие основные элементы: F e-C -S i и постоянные примеси: M n, Р и S. Содержание этих примесей в серых чугунах колеблется в следующих пределах: 2,2-3,7% С; 1-3% Si; 0,2-1,1 М п; 0,02-0,3% Р и 0,02-0,15% S. В небольших количествах в обычных серых чугунах может содержаться Сг, Ni и Си. которые попадаю т из руды. Почти все эти элементы влияю т на ус ловия графитизации, количество гра фитных включений, структуру м еталли ческой основы и, как следствие, свой ства чугуна. 170 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Углерод оказывает определяющее влияние на качество чугуна, изменяя количество гра фита и литейные свойства. Чем выше кон центрация углерода, тем больш е выделений графита в чугуне и тем ниже его механиче ские свойства. По этой причине его макси мальное содержание ограничивается доэвтектической концентрацией. В то же время снижение углерода отрицательно сказывает ся на жидкотекучести и, следовательно, на литейных свойствах. Нижний предел углеро да принимают для толстостенных отливок, верхни й-для тонкостенных. Кремний обладает сильным графитизирующим действием; способствует выделе нию графита в процессе затвердевания чугу на и разложению выделившегося цементита. Марганец затрудняет графитизацию чугу на, несколько улучшает его механические свойства, особенно в тонкостенных отливках. С ера-вредн ая примесь. О на ухудшает ме ханические и литейные свойства чугунов: по нижает жидкотекучесть, увеличивает усадку и повышает склонность к образованию тре щин. Фосфор в количестве до 0,3% растворяет ся в феррите. При большей концентрации он образует с железом и углеродом тройную «фосфидную» эвтектику. Она имеет низкую температуру плавления (950 °С), что увеличи вает жидкотекучесть чугуна, но высокую твердость и хрупкость. Повышенное содер жание фосфора допускается в отливках, от которых требуется повышенная износостой кость (до 0,7 Р), а также используемых для художественного литья (до 1 % Р). В нагру женных отливках содержание фосфора огра ничивают 0,3%. Таким образом, степень графитизации в чугуне возрастает с увеличением со держания углерода и кремния. Анало гичное, но более слабое влияние оказы ваю т примеси (или легирующие эле менты) меди и никеля. Элементами, затрудняющими графитизацию (отбели вающими), являются марганец, сера, хром. Основные элементы, которыми регулируют структуру металлической основы серого чугуна,-углерод и крем ний. Кроме химического состава, структу ра чугуна и его свойства зависят от тех нологических факторов, главным из ко торых является скорость охлаждения. С уменьшением скорости охлаждения увеличивается количество графита, с увеличением-количество химически связанного углерода. При выборе ско рости охлаждения принимаю т во вни мание толщину стенки отливки. Чем больше толщ ина стенки, тем меньше скорость охлаждения и полнее проте кает процесс графитизации. В чугунах с высоким содержанием кремния при медленном охлаждении от ливки первичная кристаллизация проис ходит в соответствии со стабильной диаграммой F e-C (см. рис. 3.19); в этом случае графит появляется непосред ственно из жидкой фазы. С увеличением скорости охлаждения создаю тся усло вия для первичной кристаллизации в со ответствии с метастабильной диаграм мой F e-F e3C (см. рис. 3.12); из жидкой а) C+Si, °/о 6) Рис. 9.1. Структурная диаграмма чугунов в зависимости от содержания кремния и угле рода (а) и толщины стенки отливки (б): / — белый чугун; / / — половинчаты й чугун; ///, Ilia, 1116 — серый перлитны й, ф ерритно-перлитный и ферритны й чугун соответственно Материалы с особыми технологическими свойствами разы выделяется цементит, а графит >бразуется вследствие его распада при дальнейшем охлаждении. Иногда леде">урит не разлагается и остается в струк■уре (получается отбел). Вторичная кристаллизация преимущетвенно протекает в соответствии с меастабильной диаграммой, вторичный цементит и цементит перлита могут со храниться или графитизироваться в зашсимости от содержания кремния {.скорости охлаждения. Наглядное представление о влиянии /глерода и кремния на степень графити>ации чугуна и его структуру дают лруктурные диаграммы (рис. 9.1). Структурная диаграмма на рис. 9.1, а праведлива для отливок с толщиной ггенки 50 мм. Влияние толщины стенки I состава чугуна (суммарного содержашя углерода и кремния) характеризует щ аграмма, приведенная на рис. 9.1,6. Поле диаграмм разбито на пять облаггей. Область / соответствует белому чугуну, имеющему структуру перлит + + вторичный цементит + ледебурит. Зесь углерод связан в виде цементита. 3 области I I находится половинчатый чугун со структурой перлит + fg цементит + графит. Количество свяшнного углерода в нем более 0 ,8 %. Химический состав серых чугунов от вечает областям III, I lia и III6. По структуре металлической основы серые чугуны разделяют на три вида. 171 1. Серый перлитный со структурой (рис. 9.2, а) перлит + графит (область III). В этом чугуне количество связанно го углерода составляет ~ 0 ,8 %. 2. Серый ферритно-перлитный со структурой (рис. 9.2,6) феррит + + перлит + графит (область Ilia). Ко личество связанного углерода в нем ме нее 0 ,8 %. 3. Серый ферритный со структурой (рис. 9.2, в) феррит + графит (область III6). В этом чугуне весь углерод нахо дится в виде графита. Механические свойства серого чугуна зависят от свойств металлической ос новы и, главным образом, количества, формы и размеров графитных включе ний. Прочность, твердость и износо стойкость чугунов растут с увеличением количества перлита в металлической ос нове, которая по строению аналогична сталям. Решающее влияние графита обусловлено тем, что его пластинки, прочность которых ничтожно мала, дей ствуют как надрезы или трещины, про низывающие металлическую основу и ослабляющие ее. При растяжении (наиболее жестком виде нагружения) по концам графитных включений легко формируются очаги разрушения. По этой причине серый чугун плохо сопро тивляется растяжению, имеет низкие прочность и пластичность. Относитель ное удлинение при растяжении незави симо от структуры основы не превы- Рис. 9.2. М икроструктуры серы х чугунов: а — перлитного; б — ф ер р и ти о -п ер л н т п о го ; • - ферритного, х 300 172 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении ш ает 0,5 % . Чем крупнее и прям олиней нее ф орм а графитных включений, тем ниже сопротивление серого чугуна раз рыву. И, наоборот, чем мельче и р азо б щеннее графитные включения, тем мень ше их отрицательное влияние. Значительно меньш е влияние графита при изгибе и особенно при сжатии, т. е. «мягких» видах нагружения. Статиче ская прочность серого чугуна при изги бе прим ерно в 2 раза, а при с ж а т и и -в 4 раза выш е прочности чугуна при рас тяжении. П рочность при сжатии и твер дость чугуна определяю тся в основном структурой металлической основы. Они близки к свойствам стали С той же структурой и составом, что и м еталли ческая основа чугуна. Более высокая чувствительность чугунов к норм альны м напряжениям, чем к касательны м, сохраняется при цикли ческих нагрузках. П ри этом сопротив ление усталости у них, как и у сталей, растет с увеличением статической про чности. Предел выносливости при кру говом изгибе a _ j = (0,45н-0,58)ств. Н аи больш ее его значение им ею т чугуны с измельченными графитными вклю че ниями и перлитной основой. Д ля серых чугунов характерно сле дующее соотношение пределов вынос ливости (при растяжении, изгибе и кру чении) ст_ 1р: ст_ j : т_ j = 1 :2 :1 ,3 . Н аибо лее высоко сопротивление усталости чугунов сжимаю щ им напряжениям. При пульсирующ ем цикле сжатия оно в 5-6 раз выше, чем при пульсирующ ем цикле растяжения. В соответствии с отмеченной особен ностью чугун целесообразнее использо вать для деталей, работаю щ их на сжа тие. О д н ако в реальных условиях экс плуатации м ож ет возникнуть сложное напряженное состояние. В этом случае работоспособность чугуна лимитирует ся долей растягиваю щ их напряжений. В связи с этим показателем механиче ских свойств серых чугунов, в соответ ствии с Г О С Т 1412-79, является про чность при статическом растяжении. ТАБЛИЦА Чугун 9.1. Механические свойства некоторых марок чугунов ст., 5, МПа о/ Структура НВ металлической основы Серый чугун (Г О С Т 1412—79) С Ч 15 СЧ 25 150 250 С Ч 40 С Ч 45 400 450 1 630-2290 Ф еррит — 1 8 0 0 -2 5 0 0 Ф еррит -f + перлит — 2 0 7 0 -2 8 5 0 П ерлит — 2 2 9 0 -2 8 9 0 » — 1 Высокопрочный чугун (ГО С Т 7293 —79) I ВЧ 3 8 - 1 7 380 ВЧ 4 2 - 1 2 420 ВЧ 5 0 - 7 500 ВЧ 6 0 - 2 600 ВЧ 8 0 - 2 800 ВЧ 1 2 0 -2 1 2 0 0 17 1400-г 1700 Ф еррите не 1400 - 2000 больш им 7 1 7 1 0 -2410 количеством перлита 2 " 2 0 0 0 - 2800 П ерлит с не 2 2 5 0 0 -3 3 0 0 больш им 3 0 2 0 -3 8 0 0 количест 2 вом ферри та 12 Ковкий чугун (ГО С Т 1 2 1 5 -7 9 ) К Ч 3 0 - 6 300 К Ч 35— 10 350 К Ч 37— 12 370 К Ч 4 5 - 7 450 КЧ 6 0 - 3 600 800 КЧ 8 0 1,5 1000-1630 Ф еррит + , 1000-1630 + ( Ю - 3 % ) 1100-1630 перлита 7 1500-2070 П ерлит + 3 2000 - 2690 + ( 2 0 - 0 % ) 1,5 2 7 0 0 -3 2 0 0 феррита 6 10 12 М арка серого чугуна состоит из букв С Ч (серый чугун) и цифры, показы ваю щ ей значение временного сопротивле ния при растяжении в кгс/м м 2 (табл. 9.1). У худш ая механические свойства, гра фит в то же время придает чугуну ряд ценных свойств. О н изм ельчает стружку при обработке резанием, оказы вает смазы ваю щ ее действие и, следователь но, п о вы п ьет износостойкость чугуна, придает ему демпфирую щ ую способ ность. К ром е того, пластинчатый графит обеспечивает м алую чувствительность чугуна к дефектам поверхности. Б л аго даря этому сопротивление усталости деталей из чугуна соизмерим о со сталь ными деталями. Н ом енклатура отливок из серого чу гуна и их масса разнообразны : от дета- Материалы с особыми технологическими свойствами тей в несколько граммов (например, поэшневые кольца двигателей) до отливок i 100 т и более (станины станков). Вы5ор марки чугунов для конкретных /словий работы определяется совокуп ностью технологических и механических зойств. Ферритные серые чугуны СЧ 10, СЧ 15, СЧ 18 предназначены для сла5о- и средненагруженных деталей: крыгшки, фланцы, маховики, корпуса редук[ горов, подшипников, насосов, а также суппорты, тормозные барабаны, диски сцепления и пр. 1 Ферритно-перлитные серые чугуны СЧ 20, СЧ 21, С Ч 25 применяют для деталей, работающих при повышенных | статических и динамических нагрузках: блоки цилиндров, картеры двигателя, I поршни цилиндров, барабаны сцеплеj ния, станины различных станков, зуб; чатые колеса и другие отливки. Перлитные серые модифицированные чугуны СЧ 30, СЧ 35, СЧ 40, СЧ 45 I обладаю т наиболее высокими механиче скими свойствами, главным образом, из-за мелких разобщенных графитных включений. Измельчение графитных включений в них достигается путем мо дифицирования жидкого чугуна ферро1 силицием или силикокальцием (0 ,3-0,6% от массы шихты). Модифицированные чугуны используют для деталей, рабо тающих при высоких нагрузках или в тяжелых условиях износа: зубчатые колеса, гильзы блоков цилиндров, шпиндели, распределительные валы и пр. Чугуны этих марок обладаю т на ибольшей герметичностью. По этой причине их широко применяют также для корпусов насосов, компрессоров, ар матуры тормозной пневматики и гидро приводов. Для деталей, работающих при повы шенных температурах, применяют леги рованные серые чугуны: жаростойкие (дополнительно содержат Сг, А1), жаро прочные (Сг, Ni, Мо). Применение на ходят также немаг нитные, хромонике левые чугуны с аустенитной структурой. 173 Из них изготовляют стойки для магни тов, крышки выключателей и пр. Отливки из серого чугуна подвергают термической обработке. Используют низкий отжиг ( ~ 560 °С) для снятия внутренних напряжений и стабилизации размеров, нормализацию или закалку с отпуском для повышения механиче ских свойств и износостойкости. Для повышения износостойкости гильз ци линдров, распределительных валов и других деталей отдельных двигателей автомобилей перлитные чугуны подвер гают азотированию. Высокопрочные чугуны. Высоко прочными называют чугуны, в которых графит имеет шаровидную форму. Их получают модифицированием магнием, который вводят в жидкий чугун в коли честве 0,02-0,08%. Ввиду того, что мо дифицирование чугунов чистым маг нием сопровождается сильным пироэф фектом, чистый магний заменяют лига турами (например, сплавом магния и никеля). Чугун после модифицирования имеет следующий химический состав: 3.03,6% С; 1,1-2,9% Si; 0,3-0,7% Мп; до 0,02% S и до 0,1 % Р. По структуре ме таллической основы высокопрочный чу гун может быть ферритным или пер литным. Ферритный чугун в основном состоит из феррита и шаровидного гра фита. В нем допускается до 20% перли та. Структура перлитного чугуна: сорбитообразный или пластинчатый пер лит и шаровидный графит. В ней допускается до 20% феррита (рис. 9.3). Шаровидный граф ит-м енее сильный концентратор напряжений, чем пластин чатый графит, и потому меньше сни жает механические свойства металличе ской основы. Чугуны с шаровидным графитом обладают более высокой про чностью и некоторой пластичностью. Маркируют высокопрочные чугуны по пределу прочности и относительному удлинению (см. табл. 9.1). Высокопрочные чугуны применяют в различных отраслях техники, эффек- 174 Материалы, применяемые в мамино - и приборостроении Рис. 9.3. Микроструктура высокопрочного чугуна, х 300 тивно зам ен яя стал ь во м ногих изде лиях и конструкциях. И з них и зго то вл яю т об орудование прокатны х станов (прокатны е валки м ассой д о 12 т), куз нечно-прессовое оборудование (траверса пресса, ш а б о т ковочного м олота), в ту р б о с т р о е н и и -к о р п у с паровой турбины , л о п атки нап равл яю щ его ап п ар ата, в ди зеле-, тр ак то р о - и авто м о б и л естр о е н и и -к о л е н ч а т ы е валы , порш ни и м н о гие другие ответственны е детали, р а б о таю щ и е при вы соких циклических на грузках и в условиях изнаш ивания. В некоторы х случаях д л я улучш ения механических свойств при м ен яю т те р мическую о б работку отл и вок; для по вы ш ения п р о ч н о с т и -за к а л к у и отпуск при 5 0 0 -6 0 0 °С ; д л я увеличения пластич ности — отж и г, сп особствую щ и й сфероидизации перлита. К овкие чугуны. К овки м и н азы ваю т чугуны, в которы х граф и т им еет хлопье видную ф орм у. Их пол учаю т отж игом б елы х доэвтектических чугунов. П о этой причине граф и т ковких чугунов н а з ъ ь || в а ю т у гл ерод ом отж ига. Т ак о й граф ит, в отличие о т п л асти н чатого, м еньш е | сниж ает механические свой ства м е т а л лической основы , вследствие чего ков кий чугун по сравнению с серы м о б л а д ает б олее вы сокой п роч н остью и п ла стичностью . О тл и вки из б ел о го чугуна, подвер- i гаем ы е отж игу на ковкий чугун, и зго то вл яю т тонкостенны м и. О ни не долж ны и м еть сечение более 50 м м , иначе I в сердцевине при кри стал л и зац и и вы де- | ляется пластинчаты й граф ит, чугун ста- . новится непригодны м д л я отж ига. П о этой же причине исходны е белы е чугуны Г: и м ею т пониж енное содерж ание углеро-^ д а и крем ния. И х химический состав н аходится в пределах: 2 ,4-2,9% С; 1,0-1,6% Si; 0 ,2-1,0% М п д о 0 ,2% S и д о 0,18% Р. П о структуре м еталлической основы , *! к о то р ая определяется реж и м ом отж ига, ковкие чугуны б ы в аю т ф ерри тн ы м и ; и п ерлитны м и (рис. 9.4). О тж и г на ферритны е чугуны п р о во д ят по реж им у 1 (рис. 9.5), обеспечиваю щ ем у граф ити- \ зац и ю всех видов цем ентита б ел о го чу- 4 Рис. 9.4. Микроструктуры ковких чугунов, х 300: а —ферритного; 6 —перлит ного Материалы с особыми технологическими свойствами I 'ис. 9.5. Схема отжига белого чугуна на ков■ ий I I! уна. Отливки из такого чугуна загруI <ают в специальные ящики и засыпают 11еском или стальными стружками для I ащиты от окисления и медленно 120-25 ч) нагревают до температуры I гесжолько ниже эвтектической —95G — В ООО°С. В процессе продолжительной | 10—15 ч) выдержки при такой [ емпературе происходит первая ста1 1ия графитизации. Она состоит в расI гаде эвтектического и избыточного I торичного цементита (имеющегося I небольшом количестве при этой темI (ературе). К концу первой стадии граIзитизации чугун состоит из аустенита I I включений углерода отжига. Затем I емпературу медленно снижают. При 1 том происходит промежуточная стадия а рафитизации- распад выделяющегося I (торичного цементита. Вторая стадия 1 рафитизацйи протекает или при весьма I медленном охлаждении в эвтектоидном I интервале температур, или при длительI той выдержке (25-30 ч) несколько ниже I температуры эвтектоидного превращеI яия (720-740 °С). В процессе этой выI цержки распадается цементит перлита. I В результате такого отжига продолжиI гельиостью 70-80 ч весь углерод выдеI ляется в свободном состоянии и формиI руется структура, состоящая из феррита I и углерода отжига. Перлитный ковкий чугун получают I отжигом, который проводят в окислиI тельной среде по режиму 2 (см. рис. 9.5). [Ш этом случае увеличивают продолжи тельность первой стадии графитизации. 175 после которой проводят непрерывное охлаждение отливок до температуры 20 °С. Поскольку графитизация цементи та перлита практически не происходит, чугун приобретает структуру, состоя щую из перлита и углерода отжига. О т сутствие литейных напряжений, которые полностью снимаются во время отжига, компактная ф орм а и изолированность графитных включений обусловливаю т высокие механические свойства ковких чугунов. Принцип их маркировки тот же, что и высокопрочных чугунов: К Ч а„ — 8 (см. табл. 9.1). Из таблицы видно, что ферритные чугуны имею т бо лее высокую пластичность, а перлит ные — более высокие прочность и твер дость. Ковкие чугуны нашли ш ирокое при менение в сельскохозяйственном, авто мобильном и текстильном маш ино строении, в су до-, котло-, вагонои дизелестроении. Из них изготовляю т детали высокой прочности, работаю щ ие в тяжелых условиях износа, способные воспринимать ударные и знакопере менные нагрузки. Больш ая плотность отливок ковкого чугуна позволяет изго товлять детали водо- и газопроводных установок; хорошие литейные свойства исходного белого чугуна - отливки сложной формы. Н едостаток ковких чугун ов-п овы шенная стоимость из-за продолжитель ного дорогостоящ его отжига. 9.4. М едные сплавы Свойства меди. Медь-металл красновато розового цвета; кристаллическая ГЦК ре шетка с периодом а = 0,3608 нм, поли морфных превращений нет. Медь менее тугоплавка, чем железо, но имеет большую плотность (см. табл. 1.5). Медь обладает хорошей технологич ностью. Она прокатывается в тонкие листы, ленту. Из меди получают тонкую проволоку, медь легко полируется, хорошо паяется и сваривается. Медь характеризуется высокими теплопро водностью и электропроводимостью, пла стичностью и коррозионной стойкостью. 176 М ат ериалы , прим еняем ы е в м аш ино - и приборостроении П рим еси сн и ж аю т все эти свойства. П о Г О С Т 859-78 в зависим ости о т содерж ания примесей р азл и ч аю т следую щ ие м арки м е д и : М 00 (99,99% Си), МО (99,97% Си), M l (99,9% Си), М 2 (99,7% Си), М 3 (99,5% Си). Н аиболее часто встречаю щ иеся в м ели при меси п о д р азд ел яю т на три группы. 1. Р аствори м ы е в м еди элем енты Al, Fe, Ni, Sn, Zn, Ag п овы ш аю т прочность и тв ер д ость м еди (рис. 9.6) и использую тся для л е гирования сплавов на м едной основе. 2. Н ераствори м ы е элем енты РЬ и Bi ухуд ш а ю т м еханические свойства м еди и одно ф азны х сплавов на ее основе. О б р азу я л егко плавкие эвтектики (соответственно при те м пературах 326 и 270 °С), расп олагаю щ и еся по границам зерен основной ф азы , они вы зы ваю т краснолом кость. П ричем вредное вл и я ние висм ута обнаруж ивается при его сод ер ж ании в ты сячны х д ол ях процента, п осколь ку его р аствори м ость ограничивается 0,001% . Вредное влияние свинца такж е п р о является при м алы х его содерж аниях ( < 0,04 %). Висмут, будучи хрупким м е т а л л о м , охрупчивает м едь и ее сплавы. Свинец, о б л ад ая низкой прочностью , сниж ает п р о чность м едны х сплавов, однако вследствие хорош ей пластичности не вы зы вает их охрупчивания. К р о м е того, свинец улучш ает антиф рикционны е свойства и о б р аб аты вае м о сть резанием м едны х сплавов, поэтом у НВ Рис. 9.6. Влияние легирую щ их на твердость м еди элем ентов Т А Б Л И Ц А 9.2. М еханические свойства тех нической меди M l кси, НВ МДж/ м- Состояние меди а 0.2 МПа 6 Л и тая Д еф орм и рованная1 О тож ж енная 160 35 450 400 25 3 35 400 1250 220 50 75 550 75 ф < - ___ • ■----- j я 1 ,2 1,8 1 Свойства проволоки, продеформ ированн ой на 90%. прим еняется д л я л еги рован и я двухф азны х сплавов меди. 3. Н ераствори м ы е прим еси О, S, Se, T I присутствую т в м еди и ее сплавах в виде пром еж уточны х ф аз (наприм ер, C u 20 , C u 2S), которы е о б р азу ю т с м ед ью эвтектики с вы сокой тем п ературой плавления и не вы зы в а ю т краснолом кости. К и сл о р о д при отж иге м еди в вод ород е вы зы вает «вод ород н ую б о лезнь», ко то р ая м о ж ет привести к разруш е нию м е т а л л а при о б р аб о тк е д авлением или эксплуатации готовы х деталей. М еханические свойства м еди в б ол ьш ой степени зависят о т ее состояния (табл. 9.2) и в м еньш ей от содерж ания примесей. В ы сокая пластичность чистой отож ж енной м еди объясняется б ол ьш и м количеством плоскостей скольж ения. С кольж ение проис ходит в основном по октаэдрическим п л о скостям {111} в направлениях <110). Х олодная пластическая д еф орм ац и я (до сти гаю щ ая 90 % и более) увеличивает проч ность, твердость, предел упругости м еди, но сниж ает пластичность и электрическую п р о водим ость. П ри пластической деф орм ации возникает текстура, вы зы ваю щ ая ан и зо тр о пию механических свойств меди. О тж и г для снятия наклепа п р о во д ят при тем пературе 550-600 °С в восстановительной атм осф ере, та к как м ед ь легко окисляется при нагреве. П о электропроводим ости и теп л оп ровод н о сти м ед ь зан и м ает второе м есто после сере бра. О н а прим еняется д л я проводников элек трического тока (см. п. 17.1) и различны х теплообм енников, водоохлаж даём ы х и злож ниц, поддонов, кри сталлизаторов. Н едостатки м еди: вы сокая плотность, пло хая об раб аты ваем ость резанием и низкая жидкотекучесть. Материалы с особыми технологическими свойствами Общая характеристика и классифика ция медных сплавов. С охраняя положи тельные качества меди (высокие тепло проводность и электропроводимость, коррозионную стойкость и др.), медные сплавы обладаю т хорош ими механиче скими, технологическими и антифрик ционными свойствами (см. гл. 1 0 ). Д ля легирования медных сплавов в основном использую т элементы, рас творимые в меди, Zn, Sn, Al, Be, Si, Mn, Ni. П овыш ая прочность медных спла вов, легирующ ие элементы практически не снижают, а некоторые из них (Zn, Sn, А1) увеличивают пластичность. Высокая пластичность - отличительная особен ность медных сплавов. Относительное удлинение некоторых однофазных спла вов достигает 65 %. П о прочности медные сплавы уступаю т сталям. Вре менное сопротивление больш инства сплавов меди лежит в интервале 300-500 М П а, что соответствует свой ствам низкоуглеродистых нелегиро ванных сталей в норм ализованном со стоянии. И только временное сопроти вление наиболее прочных бериллиевых бронз после закалки и старения нахо дится на уровне среднеуглеродистых легированных сталей, подвергнутых термическому улучшению (ст„ = = 1100-г-1200 МПа). По технологическим свойствам м ед ные сплавы подразделяю т на деформи руемые (обрабатываемы е давлением) и литейные; по способности упрочнять ся с помощ ью термической обработ ки — на упрочняемые и неупрочняемые термической обработкой. По химиче скому составу медные сплавы под разделяю т на две основные группы: латуни и бронзы. Л ат уням и называю тся сплавы меди с цинком. Они бы ваю т двойными (про стые) и многокомпонентны ми (легиро ванные). Двойные деформируемые лату ни маркирую тся буквой Л (латунь) и цифрой, показывающ ей среднее содер жание меди в процентах. Латуни с со держанием 90% Си и более называю тся 177 том паком (Л96), при 80—85 % Си —полутом паком (Л 80). В марках легированных латуней кроме цифры, показывающ ей со держание меди, даю тся буквы и цифры, обозначаю щ ие название и количество в процентах легирующих элементов. Алюминий в медных сплавах обозна чаю т буквой А, н и к е л ь -Н , о л о в о -О . свинец - С, фосфор - Ф, железо - Ж. к р е м н и и -К , м ар ган ец -М ц , берил л и й - Б , ц и н к -Ц . Например, Л А Н 59-3-2 содержит 59% Си, 3% А1, 2% Ni. В марках литейных латуней указывается содержание цинка, а количество каж до го легирующ его элемента ставится не посредственно за буквой, обозначаю щей его название. Например, ЛЦ40М цЗА со держит 40% Zn, 3% Mn, 1% Al. Бронзами называю тся сплавы меди со всеми элементами кроме цинка. Н азва ние бронзам даю т по основным элемен там. Так, их подразделяю т на оловянные, алюминиевые, бериллиевые, кремнистые и др. В бронзах в качестве легирующей добавки может присутствовать цинк. Д е формируемые бронзы маркирую т бук вами Бр (бронза), за которыми следуют буквы, а затем цифры, обозначаю щ ие название и содержание в процентах ле гирующих элементов. Например, БрО Ц С 4-4-2,5 содержит 4% Sn, 4% Zn, 2,5% Pb. Сплавы меди с нике лем имею т названия: мельхиоры, куниали, нейзильберы. В марках литейных бронз содержание каждого легирующ е го элемента ставится сразу после буквы, обозначаю щ ей его название. Например, БрОбЦбСЗ содержит 6 % Sn, 6 % Zn, 3% Pb. Латуни. Медь с цинком образует твердый раствор с предельной концен трацией цинка 39% (рис. 9.7, а). При больш ем содержании цинка образуется электронное соединение CuZn (р-фаза) с кристаллической решеткой объемноцентрированного куба. При температуре 454-468 °С (ш триховая линия на диа грамме) наступает упорядочение (3-фазы (Р'-фаза), сопровождающееся значи тельным повышением ее твердости 178 Материалы, применяемые в машине- и приборостроении 6В, МПа t.°C Рис. 9.7. Д иаграмма со стояния С и —Zn (а) и влияние цинка на механи ческие свойства меди (б) S) и хрупкости. В отличие от равновесного состояния Р'-фаза появляется в структу ре латуней при- содержании цинка около 30% . В соответствии с изменением структуры меняются механические свой ства латуней (рис. 9.7,6). Когда латунь имеет структуру a -твердого раствора, увеличение содержания цинка вызывает повышение ее прочности и пластично сти. Появление Р'-фазы сопровождается резким снижением пластичности, про чность продолжает повышаться при увеличении цинка до 45% , пока латунь находится в двухфазном состоянии. ТА БЛИ Ц А 9.3. Свойства промышленных 15527-70) Латунь 8 8 -9 1 6 7 -7 0 6 2 ,0 -6 5 ,0 5 9 -6 2 7 6 -7 9 5 7 -6 0 Л Н 6 5 -5 ЛЖ М ц59—1 —1 6 4 -6 7 5 7 -6 0 ЛМц58 —2 Л0 7 0 -1 Л С 5 9 -1 Л К 8 0 -3 латуней, М ассовая дол я, % Си Л 68 Л63 Л60 Л А 7 7 -2 ЛАН59 —3 —2 J190 Переход латуни в однофазное состояние со структурой р'-фазы вызывает резкое снижение прочности. Практическое зна чение имею т латуни, содержащие до 45% Zn. Сплавы с больш им содержа нием цинка отличаются высокой хруп костью. Химический состав некоторых промышленных латуней (ГОСТ 15527-70, ГО С Т 17711-80) и их механи ческие свойства приведены в табл. 9.3. Двойные латуни по структуре подраз деляю т на две группы: 1) однофазные со структурой а-твердого раствора (рис. 9,8,а); 5 7 -6 0 6 9 -7 1 5 7 -6 0 7 9 -8 1 П рочих элементов — — — 1,7 5 -2 ,5 А1 2 ,5 -3 ,5 А1 2 - 3 Ni . 5 - 6 ,5 Ni 0 ,1 - 0 ,4 А1 0 ,6 - 1 ,2 Fe 0 , 5 - 0 ,8 Мп 0 ,3 -0 ,7 Sn 1 - 2 Мп 1 -1 ,5 Sn 0 ,8 -1 ,9 Pb 2 ,5 - 4 Si обрабатываемых |в давлением (ГО СТ 5. % НВ 530 550 560 770 600 ° 0,2 ... М П а 260 320 330 380 400 160 140 45 55 50 25 55 380 400 300 170 50 65 750 600 450 170 50 880 400 350 400 300 160 40 60 45 58 850 600 900 120 91 110 100 140 200 . 1000 Материалы с особыми технологическими свойствами 179 Рис. 9.8. М икроструктуры латуней: и —однофазной: б — двухф азной (тем ная — P-ф аза, светлая — си-фаза) 2) двухфазные со структурой (а + Р)В двухфазных латунях вследствие фаз (рис. 9.8,6). аг* P-превращения легкоплавкие эвтек тические фазы находятся не по грани В связи с высокой пластичностью цам, а внутри зерен твердого раствора однофазные латуни хорошо поддаются и не влияю т на их способность к горя холодной пластической деформации, ко чей пластической деформации. И ногда торая значительно повышает их про добавляю т свинец для улучшения обра чность и твердость. Рекристаллизабатываемости резанием и повышения ционный отжиг проводится при антифрикционных свойств. Ввиду малой 600-700 °С. пластичности при низких температурах Повышение содержания цинка удеше эти латуни выпускают в виде горячека вляет латуни, улучшает их обрабаты вае таного полуфабриката: листов, прутков, мость резанием, способность прира труб, штамповок. Из них изготовляю т батываться и противостоять износу. втулки, гайки, тройники, штуцеры, токо Вместе с тем уменьшаются теплопро проводящие детали электрооборудова водность и электрическая проводи ния и др. мость, которые составляют 20-50% от Вследствие небольшого температур характеристик меди. ного интервала кристаллизации двой Примеси повышают твердость и сни ные латуни обладаю т низкой склон жают пластичность латуней. Особенно ностью к дендритной ликвации, высо неблагоприятно действуют свинец и кой жидкотекучестью, малой рассеянной висмут, которые в однофазных латунях усадочной пористостью и хорошей гер вызывают красноломкость. Поэтому однофазные латуни в основном выпу метичностью. Но, несмотря на это, они скают в виде холоднокатаных полуфа практически не применяются для фа брикатов: полос, лент, проволоки, ли сонных отливок, так как имеют доволь но большую концентрированную уса стов, из которых изготовляют детали методом глубокой вытяжки (радиа дочную раковину. Э тот недостаток в меньшей степени присущ легиро торные трубки, снарядные гильзы, сильванным латуням. фоны, трубопровода), а также детали, Легированные латуни применяют как требующие по условиям эксплуатации для деформируемых полуфабрикатов, низкую твердость (шайбы, втулки, так и в виде фасонных отливок. Лиуплотнительные кольца и др.). 180 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении темные латуни, как правило, содержат большее количество цинка и легирую щих элементов. Помимо свинца для легирования ла туней используют Al, Fe, Ni, Sn, Si. Эти элементы повышают коррозионную стойкость латуней. Поэтому легиро ванные латУни широко применяют в речном и морском судостроении (кон денсаторные и манометрические трубки и другие детали). Оловянные латуни (JT070-1) называют морскими. Алюминий повышает прочность, твер дость латуней. Практическое примене ние находят высокомедистые латуни с добавлением алюминия до 4% (J1A77-2), которые благодаря однофаз ной структуре хорошо обрабатываются давлением. Алюминиевые латуни до полнительно легируют никелем, желе зом, марганцем, кремнием, обладающи ми переменной растворимостью в атвердом растворе, что позволяет упроч нять эти латуни с помощью закалки и старения. Временное сопротивление после такой обработки достигает 700 МПа. Хорошая пластичность в за каленном состоянии позволяет дополни тельно упрочнять сплавы с помощью пластической деформации (перед старе нием). Обработка по схеме «закалка + + пластическая деформация + старение» обеспечивает повышение временного со противления до 1000 МПа. Кремний улучшает жидкотекучесть, свариваемость и способность к горячей и холодной пластической деформации латуней. Кремнистые латуни характери зуются высокой прочностью, пластич ностью, вязкостью не только при 20-25 °С, но и при низких температурах (до —183°С). При легировании латуни для получения однофазной структуры используют небольшие добавки крем ния (JIK80-3). Эти латуни применяют для изготовления арматуры, деталей приборов, в судо- и общем машино строении. Никель повышает растворимость цин ка в меди и улучшает механические свойства латуней. Никелевые латуни (например, J1H65-5) хорошо обрабаты ваются давлением в холодном и горя чем состояниях. Бронзы. Оловянные бронзы. Из диа граммы состояния Cu-Sn следует, что предельная растворимость олова в меди соответствует 15,8% (рис. 9.9, а). Сплавы этой системы характеризует склонность к неравновесной кристаллизации, в реРис. 9.9. Д и аграм м а со стояния С и —Sn (а) и влияние олова на меха нические свойства меди (б) О) Материалы с особыми технологическими свойствами зультате чего в реальных условиях ох лаждения значительно сужается область а-твердого раствора, его концентрация практически не меняется с понижением температуры, не происходит эвтектоидного превращения 5-фазы (см. штри ховые линии диаграммы) и при содер жании олова более 5-8% в структуре сплавов присутствует эвтектоид (а + 6 ), где 5-фаза - электронное соединение Cu 3 ,Sng со сложной кубической решет кой (рис. 9.10,6). Оно обладает высокой твердостью и хрупкостью. Появление 5фазы в структуре бронз вызывает рез кое снижение их вязкости и пластично сти (рис. 9.9,6). Поэтому, несмотря на повышение прочности при дальнейшем увеличении количества олова до 25% , практическое значение имеют бронзы, содержащие только до 10% Sn. Двойные оловянные бронзы применяют редко, так как они дороги. Широкий температурный интервал кристаллиза ции обусловливает у них большую склонность к дендритной ликвации, низ кую жидкотекучесть, рассеянную уса дочную пористость и поэтому невысо кую герметичность отливок. Оловянные бронзы легируют Zn, Pb, Ni, Р. Для экономии более дорогостоя щего олова в бронзы добавляют от 2 до 15% Zn. В таком количестве цинк пол а) 181 ностью растворяется в «-твердом рас творе, что способствует повышению ме ханических свойств. Уменьшая интервал кристаллизации оловянных бронз, цинк улучшает их жидкотекучесть, плотность отливок, способность к сварке и пайке. Свинец повышает антифрикционные свойства и улучшает обрабатываемость резанием оловянных бронз. Фосфор, являясь раскислителем оловянных бронз, повышает их жидкотекучесть, из носостойкость улучшается благодаря появлению твердых включений фосфида меди Си 3Р. Кроме того, он повышает временное сопротивление, предел упру гости и выносливость бронз. Никель способствует измельчению структуры и повышению механических свойств. Бронзы хорошо обрабатываются ре занием, паяются, хуже свариваются. Среди медных сплавов оловянные бронзы имеют самую низкую линейную усадку (0,8% при литье в землю и 1,4% при литье в металлическую форму), по этому они используются для получения сложных фасонных отливок. Двойные низколегированные литейные бронзы содержат 10% Sn. Для удешевления оловянных бронз содержание олова в некоторых стандартизованных ли тейных бронзах снижено до 3-6% . Большое количество Zn и РЬ повышает б) Рис. 9.10. Микроструктуры бронз: а —деформированной однофазной с 5 % Sn после рекристаллизации; б —литой двухфазной с 10% Sn 182 Материалы, применяемые в машино - и приборостроении их жидкотекучестъ, улучш ает плотность отливок, антиф рикционны е свойства и об раб аты ваем о сть резанием. С трукту ра оловянны х бронз (БрО ЗЦ 12С 5, Бр04Ц 4С 17, БрО Ю Ц 2 и др.) пол ностью удовлетворяет требованиям , предъявляем ы м к структуре антиф рик ционных сплавов (см. п. 10.4). Высокая коррозионная стойкость в атмосф ерны х условиях, пресной и м орской воде спо собствует ш ироком у применению л и тейных бронз для пароводяной а р м а туры, работаю щ ей под давлением. Рас сеянная пористость не м еш ает этому, поскольку у поверхности отливок имеется зона с м елкозернистой структу рой, об лад аю щ ая высокой плотностью . П ри усоверш енствовании технологии получаю т отливки, вы держ иваю щ ие д а вление до 30 'М Па. Д еф орм ируем ы е бронзы содерж ат до 6 - 8 % Sn (табл. 9.4). В равновесном со стоянии они им ею т одноф азную струк туру a -твердого раствора (см. рис. 9.10, а). В условиях неравновесной кри сталлизации наряду с тверды м раство ром м ож ет образоваться небольш ое ко личество 5-фазы. Д ля устранения ден дритной ликвации и вы равнивания хи мического состава, а такж е улучшения обраб аты ваем ости давлением при м е няю т диф фузионны й отж иг, которы й п роводят при 700-750 “С: П ри холодной пластической деф орм ации бронзы под вергаю т пром еж уточны м отж и гам при 550-700 °С. Д еф орм ируем ы е бронзы ха рактеризую тся хорош ей пластичностью и более вы сокой прочностью , чем л и тейные. Н аряду с хорош ей электрической про водим остью , коррозионной стойкостью и антиф рикционностью деф орм ируем ы е бронзы о б лад аю т высокими упругими свойствам и и сопротивлением устало сти. Их использую т д ля изготовления круглых и плоских пружин в точной м е ханике, электротехнике, химическом м а ш иностроении и других областях про м ы ш ленности. Алю м иниевы е бронзы. О ни отли чаю тся вы сокими механическими, антикорро зионны м и и антиф рикционны м и свой ствами. К преимущ ествам перед о л о вянны ми бронзам и относятся меньш ая стоим ость, более высокие механические и некоторы е технологические свойства. Н апример, небольш ой интервал кри сталлизации обеспечивает алю м и ниевым бронзам высокую жидкотекучесть, концентрированную усадку и хо- ТА БЛ И Ц А 9.4. Химический состав и механические свойства оловянных бронз Содержание элементов (остальное Си), Бронза РЬ Sn Механические свойства Е. Zn Прочие ГПа «в <*0,2 МПа 5, % НВ Деформируемые бронзы (ГОСТ 5017—74) БрОФ6,5 —0,15 БрОФ6,5 —0,4 6 -7 6 -7 БрОФ4 —0,25 БрОЦ4 —3 БрОЦС4—4 -2 ,5 3 ,5 -4 3 ,5 -4 3 -5 БрОЗЦ7С5Н1 БрОЗЦ12С5 Бр04Ц4С 17 Бр05Ц5С5 БрОЮЦ2 БрОЮФ! 2 ,5 -4 2 -3 ,5 3,5-5,5 4 -6 9 -1 1 9 -1 1 — — — — —j — 2,7 -3 ,3 3 -5 — 1,5-3,5 0,1-0,25 Р 0,26-0,4 Р 0 ,1 -0 ,2 Ni 0 ,2 -0 ,3 Р 110 112 400 400 100 — 85 75 340 350 350 — 250 65 700 250 6 0 -7 0 800 1 — 65 130 52 40 40 650! 600 I 600! 5 3 5 4 600! 600 600 600 600 800 Литейные бронзы (ГОСТ 613 —79) 3 -6 3 -6 14-20 4 -6 — — 6 -9 ,5 8 -1 5 0 ,5 -2 Ni 90 — — 4 -6 1 -3 — — — — — 0,4-1,1 Р 2 -6 21 0 21 0 100 150 180 250 80 200 900 70 — 100 180 140 10 7 Материсигы с особыми технологическими свойствами 6Й,мПа д',% 800 600 1 \ щ 1 ВО Рис. 9.11. Диаграмма со стояния системы С и —А1 (а) и влияние алюминия на механические свойства меди (б) 4О -<г т 183 20 200 I ----1 L 1 -5W 2,5 5 7,5 10 12,5All. б) Со 15 5 7.5 10 115 15 Al°U а) рошую герметичность, малую склон ность к дендритной ликвации. Вместе с тем из-за больш ой усадки иногда трудно получить сложную фасонную отливку. Медь с алюминием образует атвердый раствор (рис. 9.11), концентра ция которого при понижении тем пера туры с 1035 до 565 °С увеличивается от 7,4 до 9,4% А1. При 565 ° С P-фаза пре терпевает эвтектоидное превращение: Р -* а + у2, где у2 - промежуточная ф аза переменного состава со сложной куби ческой решеткой. При реальных скоростях охлаждения, в отличие от равновесного состояния, эвтектоид появляется в структуре спла вов при содержании 6 -8 % А1. Наличие эвтектоида приводит к резкому сниже нию пластичности алюминиевых бронз. С увеличением содержания алю миния до 4-5% наряду с прочностью и твер достью повышается пластичность, за тем она резко падает, а прочность про должает расти при увеличении содержа ния алюминия до 10-11% (рис. 9.11,6). Однофазные бронзы (БрА5, БрА7), имеющие хорошую пластичность, отно сятся к деформируемым. Они обладаю т наилучшим сочетанием прочности (ст„ = = 400 +450 М Па) и пластичности (8 = = 60%). Двухфазные бронзы выпускают в виде деформируемого полуфабриката, а также применяют для изготовления фасонных отливок. П ри наличии б о л ь ш ого количества эвтек то и д а б р о н зы подвергаю т не холодной, а горячей обработке давлением . Д вухф азн ы е бронзы отли ч аю тся вы сокой п роч ностью (ств = 600 М П а) и тв е р д о с т ь ю (Н В > 1000). Их мож но п о д в е р га ть упрочняю щ ей терм ической о б р аб о тк е. П ри б ы стром охлаж дении (закалке) Рф аза претерпевает не эвтектоид ное, а м артенситное превращ ение. К недостаткам двойны х алю м и н и евы х бронз пом им о б ол ьш ой усадки о т н о с я т ся склонность к газон асы щ ен и ю и окисляем ости во врем я плавки, о б р а з о в а ние крупнокристаллической с то л б ч ато й структуры, трудность пайки. Э ти н ед о статки сущ ественно у стр ан яю тся при легировании алю м иниевы х б р о н з ж ел е зом , никелем, м арганцем . В 7-фазе алю м иниевой б р о н зы р а с творяется до 4 % железа, при б о л ьш е м содержании о б разую тся вклю чения Al3Fe. Д ополнительное л еги р о ван и е сплавов никелем и м ар ган ц ем сп особ ствует появлению этих вклю чений при меньш ем содерж ании железа. Ж ел езо оказы вает м одиф ицирую щ ее действие на структуру алю м иниевы х б рон з, по вы ш ает их прочность, тверд ость и а н тифрикционные свойства, ум ен ьш ает склонность к охрупчиванию двухф азны х бронз из-за зам едлени я эвтек то и д н о го распада p-фазы и изм ельчения у 2-ф азы , образую щ ейся в результате э то го р асп а да. Наилучшей пластичностью а л ю м и ниево-железные б рон зы (наприм ер. 184 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении БрАЖ9-4) обладают после термической обработки, частично или полностью подавляющей эвтектоидное превраще ние p-фазы (нормализация при 600-700 °С или закалка от 950 °С). О т пуск закаленной бронзы при 250-300 °С приводит к распаду P-фазы с образова нием тонкодисперсного эвтектоида (а + у 2) и повышению твердости (НВ 1750-1800). Никель улучшает технологичность и механические свойства алюминиево железных бронз при обычных и повы шенных температурах. Кроме того, он способствует резкому сужению области a -твердого раствора при понижении температуры. Это вызывает у бронз, ле гированных железом и никелем (БрАЖН 10-4-4), способность к допол нительному упрочнению после закалки вследствие старения. Например, в отож женном (мягком) состоянии БрАЖН 10-4-4 имеет следующие механические свойства: а в = 650 М П а; 8 = 35%; НВ 1400-1600. После закалки от 980 °С и старения при 400 °С в течение 2 ч твердость увеличивается до НВ 4000. Из алюминиево-железоникелевых бронз из готовляют детали, работающие в тя желых условиях износа при повы шенных температурах (400-500 °С): сед ла клапанов, направляющие втулки вы пускных клапанов, части насосов и турбин, шестерни и др. Высокими ме ханическими, антикоррозионными и тех нологическими свойствами обладают алюминиево-железные бронзы, легиро ванные вместо никеля более дешевым марганцем (БрАЖМц10-3-1,5). Кремнистые бронзы. Они характери зуются хорошими механическими, упру гими и антифрикционными свойствами. Кремнистые бронзы содержат до 3% Si. Согласно диаграмме состояния Cu-Si (рис. 9.12), двойные кремнистые бронзы имеют однофазную структуру a -твердого раствора кремния в меди. При увеличении содержания кремния более 3 % в структуре сплавов появляет ся твердая и хрупкая у-фаза. Одно фазная структура твердого раство ра обеспечивает кремнистым бронзам высокую пластичность и хорошую обрабатываемость давлением. Они хо рошо свариваются и паяются, удовле творительно обрабатываются резанием. Литейные свойства кремнистых бронз ниже, чем оловянных, алюминиевых бронз и латуней. Легирование цинком способствует улучшению литейных свойств этих бронз вследствие уменьшения интервала кристаллизации. Добавки марганца и никеля повышают прочность, твер дость кремнистых бронз. Марганец по вышает их предел упругости. Никель, обладая переменной растворимостью в a -фазе, позволяет упрочнять никель^ кремнистые бронзы путем закалки и старения. После закалки от 800 °С и старения при 500 °С эти бронзы имеют ств > 7 0 0 МПа, 6 « 8 %. Свинец улучшает антифрикционные свойства и обрабатываемость резанием. Кремнистые бронзы выпускают в ви де ленты, полос, прутков, проволоки. Для фасонных отливок они применяют ся редко. Их используют вместо более дорогих оловянных бронз при изгото влении антифрикционных деталей (БрКН1 —3), (БрКМцЗ —1), а также для замены бериллиевых бронз при произ водстве пружин, мембран и других дета лей приборов, работающих в пресной и морской воде. Глава 1 0 . И ЗН О С О С ТО Й КИ Е М АТЕРИАЛЫ 10.1. Виды изнашивания Работоспособность материалов в условиях трения зависит от трех групп факторов: 1) внутренних, определяемых свойствами материалов; 2 ) внешних, ха рактеризующих вид трения (скольжение, качение) и режим работы (скорость от носительного перемещения, нагрузка, характер ее приложения, температура); 3) рабочей среды и смазочного мате риала. Совокупность этих факторов обусловливает различные виды изнаши вания, классификация которых по ГОСТ 23.002-78 приведена в табл. 10.1. Детали, подвергающиеся изнашива нию, подразделяют на две группы: 1) детали, образующие пары тренця (подшипники скольжения и качения, зуб чатые передачи и т. п.); 2 ) детали, изна шивание которых вызывает рабочая среда (жидкость, газ и т. п.). Характерные виды изнашивания де талей первой группы - абразивное (твердыми частицами, попадающими в зону контакта), адгезионное, окисли тельное, усталостное, фреттинг-процесс (фреттинг-коррозия). Для деталей вто рой группы типично абразивное изна шивание (например, истирание почвой), Т А БЛ И Ц А 10.1. Классификация видов изна шивания Способ воз действия при изнашивании Механический Коррозионно механический Вид изнашивания Абразивное, адгезионное, гидро- и газоабразивное, эрозионное, гидро- и га зоэрозионное, кавитацион ное, усталостное, фрет тинг-процесс Окислительное, фреттингкоррозия гидро- и газоабразивное (твердыми ча стицами, перемещаемыми жидкостью или газом), эрозионное, гидро- и газо эрозионное (потоком жидкости или га за), кавитационное (от гидравлических ударов жидкости). Различные виды изнашивания по за кономерностям протекания весьма раз нообразны. 10.2. Закономерности нзнаиивания деталей, образующих пары трения, и пути уменьшения их износа Причина изнашивания сопряженных детал ей -р абота сил трения. Под дей ствием этих сил происходит многократ ное деформирование участков контакт ной поверхности, их упрочнение и раз упрочнение, выделение теплоты, измене ние структуры, развитие процессов уста лости, окисления и др. Сложность процессов, протекающих в зоне контакта, обусловила возникно вение различных теорий внешнего тре ния. Наиболее полно силовое взаимо действие твердых тел объясняет молекулярно-механическая (адгезионно-де формационная) теория трения. Эта теория исходит из дискретности кон такта трущихся поверхностей. Из-за шерохо ватостей соприкосновение поверхностей воз никает в отдельных пятнах касания, обра зующихся от взаимного внедрения микро неровностей или их пластического смятия. Взаимодействие скользящих поверхностей в этих пятнах согласно теории имеет двой ственную природу-деформационную и адге зионную. Деформационное взаимодействие обусловлено многократным деформирова нием микрообъемов поверхностного слоя внедрившимися неровностями. Сопротивле ние этому деформированию называют де формационной составляющей силы трения 186 М ат ериалы , прим еняем ы е в м аш ино- и приборостроении Рис. 10.1. Виды в за и м о д ей стви я поверхностей трения: 1 — упругое кон такти рова ние; 2 — пластическое деф ор м ировани е; 3 — м икрореза ние; 4 — схваты вание и раз руш ение поверхностных пле нок; 5 — схваты вание и глу бинное вы рывание ( F J . А дгезионное взаим одействие связано с образован и ем на участках ко н так та ад ге зионны х м остиков сварки. С опротивление срезу этих м остиков и ф орм и рован и ю новых определяет адгезионную составл яю щ ую силы трения (/«'ад). Т аки м о б р азо м , сила т р е ния так же как и другая важ ная ф рикционная характеристика - коэф фициент трения / , по определению равны й отнош ению силы тр е ния к н орм ал ьн ой нагрузке N : / = F /N , определяю тся как сум м а двух составляю щ их F —ЗРд + ^ад » / = / д “Ь /ад * Д еф орм ационная составл яю щ ая трения растет п ропорционально величине о тн о сительного внедрения неровностей h/R (И-г л у б и н а внедрения, R - радиус внедрив ш ейся неровности). Величина h/R и соответ ственно Fa и / д растут с увеличением ш еро ховатости поверхности, нагрузки и сн и ж аю т ся с увеличением твердости и м одул я упру гости м атери ал а. Р азл и чаю т три вида м е ханического взаим одействия (ряс. 10.1): 1) упругое контактирований; 2) пластическое д еф орм ирование; 3) м икрорезание. И нтенсивность износа м и н и м ал ьн а при упругом контактировании. П ри пластиче ском деф орм ировании интенсивность износа увеличивается на несколько порядков. Э то обусловлено тем , что участки поверхности под влиянием пластической деф орм ации ин тенсивно упрочняю тся и по исчерпании зап а са пластичности хрупко разруш аю тся. Э том у же способствует и усиление ад гезионного взаим одействия. М икрорезание относится к недопустим ы м м еханизм ам изнаш ивания, та к как вы зы вает интенсивное разруш ение поверхностного слоя. М икрорезание во зм о ж но не тол ьк о внедривш им ися неровностям и, но и посторонним и тверды м и частицами. Т а кой вид разруш ения поверхности н азы ваю т абразивны м изнаш иванием. I А дгезионная составляю щ ая трения п ро порциональна безразм ерном у парам етру т0 / Н В (т0 - прочность на срез адгезионной связи). В озм ож ны два вида ад гези он н ого взаи м од ей стви я: 1) с к а т ы в а н и е и разр у ш е ние поверхностны х пленок (см. рис. 10. 1, поз. 4)\ 2) схваты вание м еталлических п о верхностей, со п ровож д аю щ ееся заеданием , т. е. глубинны м вы ры ванием (см. рис. 10. 1, поз. 5). П ри первом виде взаи м од ей стви я срез а д гезионны х связей происходит по оксидны м или ад сорб и рован н ы м пленкам , ко то р ы м и всегда покры ты трущ иеся поверхности. С к о рость об разован и я оксидны х пленок обы чно вы сока, чему способствую т вы сокие тем п ер а туры , разви ваю щ и еся на поверхностях тр е ния. Р азруш ение поверхности путем среза оксцдны х пленок назы вается окислительны м изнаш иванием . Э то наиболее б л агоп ри ятн ы й вид изнаш ивания, при к о то р о м процессы разруш ения локал и зую тся в тончайш их п о верхностны х слоях. С хваты вание м еталлических поверхностей возникает м еж ду чисты м и о т пленок (ю ве нильны м и) поверхностям и трения, наприм ер, в условиях вакуум а или при разруш ении пле нок пластической деф орм ацией в м естах к о н т а к т а 1. М ежду очищ енны м и участкам и об разую тся адгезионны е связи, которы е по прочности превосходят прочность о д н о го из м атери ал ов пары трения. С рез происходит в менее прочном м атер и ал е в глубине о т м е ста схваты вания. Н а одной поверхности тр е ния об разую тся углубления, на д р у г о й -в ы р ванны е частицы, которы е повторн о схваты ваю тся и б о р о зд ят трущ иеся поверхности, вы зы вая их интенсивное разруш ение, а иног1 В зависимости от условий трения, при ко торы х пластическая деф орм ация разруш ает ок сидные пленки, различаю т две разновидности схваты вания: холодное (I рода) и тепловое (II р о да). Схватывание I рода развивается при малы х скоростях скольжения и высоких давлениях, в ус ловиях незначительного ф рикционного нагрева по верхностей; схватывание II р о д а -п р и высоких ско ростях скольжения и давлениях, вы зываю щ их интенсивный разогрев й разупрочнение поверх ностных слоев. Износостойкие материалы да из-за большого тепловыделения и свари вание. Разрушение поверхностей трения при схватывании (заедании) называют адге зионным изнашиванием. Это наиболее опасный и быстротечный вид изнашивания, который служит главной причиной отказа в работе многих узлов трения. Молекулярно-механическая теория трения определяет два основных пути повышения износостойкости материала: 1) увеличение твердости трущейся по верхности; 2) снижение прочности адге зионной связи. Повышение твердости направлено на то, чтобы затруднить пластическую де формацию и исключить микрорезание поверхностей трения, обеспечив по воз можности упругое деформирование участков контакта. Снижение прочности адгезионной свя зи необходимо для предупреждения схватывания металлических поверхно стей. Наиболее эффективно эта цель до стигается разделением поверхностей трения жидким, твердым (иногда га зовым) смазочным материалом. При ис пользовании жидкостной смазки, когда поверхности деталей разделены несу щим гидродинамическим слоем, коэф фициент трения минимален (0,005-0,01), а износ практически отсутствует. Твердая смазка обеспечивает более высокий коэффициент трения (0,02-0,15). Она незаменима для узлов трения, спо собных работать в вакууме, при высо ких температурах и других экстре мальных условиях. Из твердых сма зочных материалов наиболее широко применяют графит и дисульфид молиб дена (MoS2). имеющих слоистое строе ние. Использование смазочных материа лов, однако, не гарантирует от схваты вания. Твердые смазочные материалы постепенно изнашиваются. Условия жидкостной смазки нарушаются из-за неблагоприятных режимов работы ме ханизмов. К ним относятся периоды приработки, а также пуска и остановок машин. В этих случаях возникает гра 187 ничное трение, при котором поверхно сти разделяются лишь тонкой масляной пленкой. Контактные напряжения и на грев способны разрушать эту пленку и вызывать схватывание. В этих усло виях решающее значение приобретает обеспечение совместимости трущейся пары. Под совместимостью понимают свойство материалов предотвращать схватывание при работе без смазочного материала или в условиях нарушения сплошности масляного слоя. Совмести мость достигается несколькими спосо бами. 1. Использованием защитных свойств оксидных пленок. Защитные свойства оксидных пленок зависят от их состава, толщины, а также от свойств металли ческой подложки, увеличиваясь с ро стом ее твердости. Если оксид тверд и прочен, а нижележащий металл мягок, то пленка легко разрушается, и схваты вание развивается при малой нагрузке. Примером этому служат алюминий, свинец (рис. 10.2) и большинство пла стичных металлов, в том числе и титан. Аномально высокие коэффициент тре ния и износ титана обусловлены не только разрушением пленки, но и ее способностью растворяться в металле. Если титан подвергнуть азотированию, то оксидная пленка формируется на твердой основе, которая препятствует ее Рис. 10.2. Влияние нагрузки N на интен сивность изнашивания J k различных материа лов (контакт из одноименных материалов): I —окислигельпое изнашивание; ние I рода II - схватыва 188 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении растворению. Титан становится износо составляю щ ая допускает на отдельных участках контакта легкое пластическое стойким. течение либо размягчение, в результате Тонкие прочные пленки, способные чего снижаю тся местные давления деформироваться вместе с м еталлом и тем пература и тем сам ы м исклю чает при больш ой нагрузке, образую т хром, ся схватывание. сталь, а также медь, хотя допустимая Сплавы с мягкой структурной соста нагрузка (N < NKp) для нее и ее сплавов вляющ ей применяю т для червячных меньше, чем у первых двух металлов передач и подшипников скольжения. (см. рис. 10.2). Д ля червячных передач характерны вы Стойкость к схватыванию закаленных сталей значительно выше, чем норм али сокие скорости скольжения и неблаго зованных и отожженных. По этой при приятные условия гидродинамической смазки. Для предупреждения схватыва чине закаленные стали и стали, упроч ния червяк выполняю т из стали с высо ненные химико-термической обработ кой твердостью поверхности (HRC кой — основной материал для одной из сопряженных деталей пары трения. 45-60), а червячное к о л е с о -и з оловянистой бронзы, имеющ ей в структуре м яг Стойкость к схватыванию таких сталей кую составляющ ую. повыш аю т сульфидированием и фосфатированием. П осле этих процессов ф ор М ягкой структурной составляю щ ей мируется пленка, которая в начальный в подшипниковых сплавах м огут слу момент, легко разруш аясь, улучшает жить включения олова или свинца. Эти прирабатываемость и снижает коэффи м еталлы схватываю тся со сталью , но циент трения, а в тяжелых условиях тре адгезионные связи разруш аю тся по м е ния способна изменяться, образовы вать нее прочным цветным м еталлам , ко вторичные структуры сложного состава торы е тонким (1-3 мкм) слоем «намазы и повышенной износостойкости. ваю тся» на стальную поверхность, не В условиях теплового схватывания за повреждая ее. Тонкая пленка м ягкого щитные свойства оксидных пленок зави м еталла не только уменьш ает силовое сят от способности подложки сохранять воздействие в местах контакта, но при высокую твердость при нагреве. В таких тяжелых режимах трения из-за силь случаях следует применять теплостой ного размягчения может служить кие материалы. твердым смазочным м атериалом или 2. П одбором материалов пары тре плавиться и на некоторое время вы пол ния. Схватывание особо опасно для кон нять роль жидкого смазочного м атериа ла. такта из двух твердых материалов. Благодаря таким свойствам олово, В случае разрушения защитных ок сидных пленок оно приводит к значи свинец, а также медь использую т в каче тельному повреждению обеих поверхно стве тонкослойных покрытий ,одной из поверхностей трения. Их создаю т и стей трения. При сочетании твердого и мягкого материалов схватывание про в сопряжениях ст а л ь -с т а л ь , с т а л ь -ч у гун, добавляя в жидкий смазочный м а является в менее опасной форме. Для сталей и чугунов в условиях тре териал присадки в виде порош ков этих ния скольжения лучшим м атериалом со металлов или их солей. При опреде пряженной детали служат те цветные ленных условиях трения присадки ф ор металлы и сплавы, которые имеют мирую т на стальной поверхности плен в структуре мягкую или легкоплавкую ку мягкого металла, которая защ ищ ает составляющую, способную проявлять сталь от износа. защитную реакцию и предупреждать 3. Разделением поверхностей трения повреждение сопряженной поверхности. пленками полимеров (фторопласта, по При усилении трения такая структурная лиамида и т. п.), которые отличаются Износостойкие материалы низкой адгезией к м еталлам . К ром е то го, под влиянием теплоты трения поли меры способны переходить в низкомо лекулярное состояние и образовы вать пленку с низким сопротивлением сдви гу. В силу этих особенностей полимеры имею т низкий коэффициент трения, сла бо изменяю щ ийся при применении см а зочного материала. Работоспособность многих узлов тре ния зависит от скорости, развития по верхностного усталостного выкраш ива ния (питтинга). Поверхностное выкрашивание харак терно для материалов, используемых в узлах трения качения (зубчатые пере дачи, ш арико- и роликоподшипни ки), которые подвержены высоким циклическим контактны м нагрузкам. Эти нагрузки, действующие на малых участках поверхности, обусловливаю т процессы зарождения в приповерхност ном слое усталостных трещин, их разви тие в глубь слоя и отделение частиц с образованием ямок выкрашивания (рис. 10.3). Сопротивление м атериала поверх ностному выкраш иванию называю т контактной выносливостью. О на харак теризуется пределом контактной вынос ливости о к, который, как и при объем ной усталости, определяется экспери м ентально (ГО С Т 25.501-78) по кривой усталости . 1 1 Предел контактной выносливости поверхност ного слоя зубьев колес, соответствующий базово му числу циклов напряжений, обозначают (ГОСТ 21354-75) CSH U m h 1 2 3 Рнс. 10.3. Схема образования поверхностно го выкрашивания (питтинга) на рабочей до рожке подшипника качения: А — место зарождения усталостной трещины; /, 2 —стадии ее развития; 3 — ямка выкрашивания 189 Повышение контактной выносливо сти, как и при объемной усталости, ос новано на увеличении сопротивления поверхностного слоя деталей развитию пластической деформации. М еста сопряжения деталей, находя щиеся в очень малом относительном перемещении, подвержены особому ви ду изнашивания, называемому фреттинг-процессом или фреттинг-коррозией. Э тот вид изнашивания развивает ся на поверхности валов в местах насадки шестерен, подшипников каче ния, а также в шлицевых, шпоночных и шарнирных соединениях, в проушинах и на поверхности рессор. Повреждения поверхности имею т вид ямок и язв, ко торые, как и питтинг, опасны тем, что существенно снижают сопротивление усталости деталей. Единой теории, объясняющей меха низм этого вида изнашивания, нет. Со гласно одной теории определяю щим служит механическое взаимодействие контактирующ их поверхностей. Предпо лагаю т, что оно вызывает разрушение оксидных пленок, частицы которых не удаляю тся за пределы контакта и дей ствуют как абразив. По другой теории ведущим считаю т адгезионное взаимо действие в сочетании с коррозией. Вследствие адгезии частицы металла сначала отделяю тся от поверхности, за тем окисляю тся кислородом среды и превращ аются в абразив. Сторонники этой теории называю т такой процесс фреттинг-коррозией. Основные методы защ иты от этого вида изнаш ивания-повы ш ение твердо сти контактирующ их поверхностей (це ментацией, азотированием), применение смазочных материалов, лаков, пле ночных покрытий из полимеров, затруд няющих металлический контакт поверх ностей трения и доступ к нему кисло рода. В зависимости от механических и фрикционных свойств износостойкие материалы подразделяю т на трй группы: 1 ) материалы с высокой твер- 190 Материалы, применяемые « машино- и приборостроении досты о поверхности; 2 ) антифрик ционные материалы, имеющие низкий коэффициент трения скольжения; 3 ) фрикционные материалы, имеющие высокий коэффициент трения скольже ния. 10.3. М атериалы с высокой твердостью поверхности Высокая твердость поверхности— необходимое условие обеспечения изно состойкости при больш инстве видов из нашивания. При абразивном, окисли тельном, усталостном видах изнашива ния наиболее износостойки стали и сплавы с высокой исходной твер достью поверхности. При работе в ус ловиях больших давлений и ударов на ибольшей работоспособностью обла даю т аустенитные стали с низкой исход ной твердостью, но способные из-за ин тенсивного деформационного упрочне ния (наклепа) ф ормировать высокую твердость поверхности в условиях экс плуатации. М атериалы, устойчивые к абразивному изнаииванию. И зносостойкость при абразивном изнашивании чистых м етал лов (рис. 10.4) пропорциональна их твер дости : е = b ■НВ (е — относительная из носостойкость, определяемая в сравне нии с образцом-эталоном, Ь — коэффи циент пропорциональности). В сплавах эта зависимость может не соблюдаться. При абразивном изнашивании веду щими являются процессы многократно го деформирования поверхности сколь- Рис. 10.4. Относительная износостойкость е металлов с различной твердостью зяш ими по ней частицами и микрореза ние. Степень развития этих процессов зависит от давления и соотнош ения твердости материала и абразивных ча стиц. Так как твердость последних вели ка, то наибольшей износостойкостью обладаю т материалы, структура ко торых состоит из твердой карбидной фазы и удерживающей их высокопроч ной матрицы. Такую структуру имею т больш ая группа сталей и сплавов. Карбидные сплавы применяю т при наиболее тяжелых условиях работы в виде литых и наплавочных материа лов. Д ля наплавки на поверхность дета лей используют прутки из этих сплавов, которые нагреваю т ацетиленокисло родным пламенем или электродугой. В промыш ленности используют более ста сложных по химическому составу литых и наплавочных материалов. Они представляют собой сплавы с высоким содержанием углерода (до 4%) и карби дообразую щ их элементов (Сг, W, Ti). В их структуре может бы ть до 50% спе циальных карбидов, увеличение количе ства которых сопровождается ростом износостойкости. Структуру матричной фазы регули руют введением марганца или никеля. О на может быть мартенситной, аустенитно-мартенситной и аустенитной. Д ля деталей, работаю щ их без ударных нагрузок, применяют сплавы с мартенситной структурой. К ним относятся сплавы типа У25Х38, У30Х23Г2С2Т (цифры, стоящие после буквы У,, показываю т содержание угле рода в десятых долях процента). Д ета ли, работаю щ ие при значительных ударных нагрузках (зубья ковшей экска ваторов, пики отбойных молотков и др.), изготовляю т из сплавов с повы шенным содержанием марганца с аустенитно-мартенситной (У37Х7Г7С) или аустенитной (У11Г13, У30Г34) м атри цей. Для деталей машин, работаю щ их при средних условиях изнашивания, приме няют спеченные твердые сплавы, струк Износостойкие материалы тура которы х состои т из специальных карбидов (W C, TiC , ТаС), связанны х ко бал ьтом , а такж е вы сокоуглеродисты е стали (стр у к ту р а: м артен сит + карбиды) типа X I2, Х12М , Р18, Р6М 5 и другие. Э ти м атер и алы относятся к инструм ен тальны м . Н изко- и среднеуглеродистые стали с различны м и видам и поверхностного упрочнения и чугуны прим еняю т для более легких условий изнаш ивания. В частности, для деталей, работаю щ их в условиях граничной см азки (гильзы цилиндров, коленчаты е валы, п орш невые кольца и пр.), где абразивное из наш ивание сопутствует другим видам изнаш ивания, наприм ер, окислительно му. Д ля сохранения работоспособности узлов трения м атери ал детали долж ен хорош о противостоять истиранию ча стицам и, являю щ им ися продуктам и из наш ивания или поп адаю щ им и в см а зочный м атери ал извне. Э тим тр ебо ва ниям уд о влетворяю т низко- и средне углеродисты е стали, упрочняемы е це ментацией (см. табл. 8.3 и 8.4), азо ти р о ванием или поверхностной закалкой с нагревом ТВ Ч . В порядке возрастания износостойкости упрочненные поверх ностные слои этих сталей р асп о л агаю т ся в следую щ ей последовательности: закаленны е, цементованные, а зо тированны е. М атериалы , устойчивые к усталостно му виду изнашивания. Э ти м атериалы предназначены для таких изделий м ас сового производства, как подш ипники качения и зубчаты е колеса. У сталостное вы краш ивание на их рабочих поверхно стях вы зы ваю т циклические контактны е напряж ения сж атия. О ни со зд аю т в по верхностном слое м ягкое напряж енное состояние, которое облегчает пластиче ское деф орм ирование поверхностного слоя деталей и, как следствие, развитие в нем процессов усталости. В связи с этим вы сокая контактная вы носли вость м ож ет б ы ть обеспечена лиш ь при высокой твердости поверхности. Высо кая твердость необходим а такж е и для 191 затруднения истирания контактны х по верхностей при их проскальзы вании. Подш ипниковая сталь. П одш ипники качения р аботаю т, как правило, при низких динамических нагрузках, что по зволяет изготовлять их из сравнительно хрупких вы сокоуглеродисты х сталей по сле сквозной закалки и низкого отпуска. Д ля изготовления ш ариков, роликов и колец подш ипников прим еняю т недо рогие технологичны е хромисты е стали ШХ4, ШХ15, Ш Х15ГС и Ш Х20ГС, со держ ащ ие прим ерно 1 % С (Г О С Т 801-78). В обозначении м арок буква Ш означает ш арикоподш ипниковую сталь; X -н а л и ч и е хром а; ц и ф р а -е г о массовую д олю в процентах (0,4; 1,5; 2,0); С Г — легирование кремнием (до 0,85% ) и м арганцем (до 1,7%). П рокаливаем ость сталей увеличивает ся по мере повыш ения концентрации хрома. С таль UIX15 предназначена для изготовления деталей подш ипников поперечным сечением ( 1 0 — 2 0 м м ); б о лее легированны е стали LUX 15СГ и Ш Х20СГ — для деталей, прокали ваю щихся на б ольш ую глубину (свыше 30 мм). С таль поставляю т после сфероидизирую щ его отж ига со структурой м елко зернистого перлита {НВ 1790-2170) и повы ш енными требованиям и к каче ству м еталла. В стали строго реглам ен тированы карбидная неоднородность и загрязненность неметаллическими вклю чениями, так как. выходя на р аб о чую поверхность, они служ ат концен тр ато р ам и напряжений и способствую т более бы стром у развитию усталостного выкраш ивания. Д ля изготовления вы сокоскоростны х подш ипников прим еняю т стали после электрош лакового переплава (к м арке таких сталей д о б авл яю ! букву Ш, на пример, ШХ15-Ш), отличаю щ иеся наи более высокой однородн остью строе ния. Такие стали необходим ы также для изготовления высокоточных приборных подш ипников, детали которы х требую т тщ ательного полирования с тем, чтобы 192 Материалы, применяемые а машино- и приборостроении обеспечить м и н и м ал ьн ы й коэф ф ициент трения. Э т о в о зм о ж н о л и ш ь при вы со кой чистоте м е та л л а по м еталли ч ески м вклю чениям . Д етал и подш ипников п о д в е р га ю т т и пичной д ля заэвтекто и д н ы х сталей т е р мической о б р аб о тк е: неполной закал к е о т 820-850 °С и низком у отпуску при 150-170 °С. П осле закал к и в структуре сталей сохраняется остато ч н ы й аустенит (8-15% ), превращ ение к о то р о го м о ж ет вы зы вать изм енение р а зм ер о в деталей подш ипников. Д л я их стаб и ли зац и и пре цизионны е подш ипники о б р а б а т ы в а ю т х о л о д о м при —7 0 -г —80 °С. О кон ча тельн о о б р аб о та н н а я подш ипни ковая стал ь им еет структуру м ар тен си та с вклю чениям и м елких кар б и д о в и вы со кую твердо сть (H R C 60 —64). С т ал ь ШХ4 характеризуется о гр ан и ченной п р о к али ваем о стью и п р ед н азн а чена д л я роликовы х подш ипников же л езн о д о р о ж н о го тр ан сп о р та. П ри за к а л ке ее п о д вер гаю т сквозн ом у индукцион ном у нагреву и охлаж дению водой. К о л ьц а из это й стали то лщ и н о й 14 м м закал и ваю тся т о л ь к о с поверхности в слое 2 -3 м м и б л а го д а р я сохранению вязкой сердцевины м о гу т р а б о т а т ь при динам ической нагрузке. Д етал и кр уп ногабари тн ы х роликовы х подш ипников д и а м е тр о м 0,5 —2 м (для прокатн ы х стан ов, электрических ге нераторов) и зго т о в л я ю т из сталей 12ХНЗА, 12Х2Н4А, подвергая их це м ентации на б о льш у ю глубину (3 — 6 м м ). Д л я подш ипников, р аб о таю щ и х в агрессивны х средах, пр и м ен яю т ко р розион но-стойкую хром истую стал ь 95X18 (0,95% С, 18%Сг). Стали для зубчат ы х колес. О сновн ы м эксплуатац ионн ы м свойством см азы ваем ы х колес, так же как и подш ипни ков качения, является ко н так тн ая вы нос ливость. О н а определяет габ ар и ты зуб чатой передачи и ресурс ее р аботы . К р о ме вы сокой кон тактн ой вы носливости о т зубчаты х колес требуется соп р о ти вл е ние усталости при изгибе, изн осостой кость проф илей и горцов зубьев, устой ч ивость к схваты ван и ю . Н аи б ол ее п о л н о эти м тр е б о в ан и я м у д о в л ет в о р я ю т стал и , и м ею щ и е твер д ы й поверх ностны й слой, вязкую и д о ст ат о ч н о п рочную сердцевину, способ н ую п р о ти в о с т о ят ь д ей стви ю уд арн ы х нагрузок. С очетани е твердой поверхн ости и в я з кой сердцевины д ости гается х и м и к о -' тер м и ческой о б р аб о т к о й или поверх ностной зак ал к о й низко- и средн еугле р о д и сты х сталей. В ы бор стал и и м ето д а упрочнения зави си т о т условий р аб о ты зу б чато й передачи, требован и й тех н о л о гии и им ею щ егося оборудован и я. Д л я зубчаты х колес, р а б о т аю щ и х при вы соких, .кон тактн ы х н агрузках, п р и м е н яю т цем ентуем ы е (ни троц ем ен туем ы е) л еги р о ван н ы е стал и (см. таб л . 8.4). О ни и м ею т н аи более вы сокий предел кон тактн о й вы носливости, величина к о т о р о го согл асн о Г О С Т 21354-75 о п р ед е л яется п роп о р ц и о н альн о тверд ости п о верхности (табл. 1 0 .2 ). Т вер дость ц ем ентованн ой поверхн о сти при концентрации угл ер о д а 0 , 8 -1 ,4 % и структуре, состоящ ей из в ы -, со ко у гл ероди стого м артен си та или его смеси с дисперсны м и карб и д ам и , со ста вл яет H R C 58-63. И зл и ш н е вы сокая твер до сть неж елательна из-за в о зм о ж ности хрупкого разруш ен ия ц ем ен тован ного слоя. П ри п остоянной тверд ости поверхности кон так тн ая вы носл и вость р астет с увеличением толщ и н ы упроч ненного слоя и твердости сердцевины. Т о л щ и н а цем ен тован н ого слоя при ни м ается равн ой (0,20-0,26) т ( т - м о дуль колеса), но не б олее 2 м м . Т вер HRC д о сть сердцевины составл яет 30-42. С ильн о нагруж енны е зуб чаты е колеса д и а м е тр о м 150-600 м м и б олее и зго т о вл я ю т из хром они келевы х сталей 20ХНЗА, 12Х2Н4А, 18Х2Н4М А и др. И х и сп ользую т в редукторах вертолетов, судов, сам олетов. Д л я м елких и средних колес при боров, сельскохозяйственны х м аш и н при м ен яю т хром исты е стал и 15Х, 15ХФ, 20Х Р и др. Износостойкие материалы ТАБЛИЦА 10.2. Предел контактной выносливости &нчтЬ поверхностей зубьев прямозубых передач (ГО С Т 21354 —75) Стали Легированные Углеродистые и легированные Термическая и химико термическая обработка Ц ем ен тация и м ен тация А зотирование нитроце П оверхностная закалка О б ъем ная закалка Н о р м ал и зац и я, улучш ение После цементации и последующей термической обработки зубчатые колеса имеют значительную деформацию. Для ее устранения необходимо зубошлифование, что усложняет технологию. В условиях массового производства (авто- и тракторостроение) применяют экономно-легированные стали 18ХГТ, 30ХГТ, 25ХГМ, 20ХНМ, 20ХГР и др. Их подвергают нитроцементации, кото рая проводится при несколько меньшей температуре, чем цементация, и соче тается с подстуживанием и непосред ственной закалкой. Деформация умень шается, поэтому зубчатые колеса из таких сталей не шлифуют. В условиях серийного производства получает применение ионная нитро цементация, которая для хромоникеле вых (12Х2Н4А, 18Х2Н4МА) и сложно легированных (20X3 МВФ А и др.) сталей обеспечивает в 2 —3 раза более высокую контактную вынос ливость, чем обычная газовая це ментация и нитроцементация. Азотирование обеспечивает высокую твердость поверхности, но из-за неболь шой толщины упрочненного слоя воз можны подслойные разрушения. Азоти рование целесообразно применять для средненагруженных зубчатых колес сложной конфигурации, шлифование ко торых затруднено. Для азотированных колес применяют стали 38Х2МЮА, 40Х, 40ХФА и др. Поверхностной и объемной индук7 193 Под ред. Б. Н. Арзамасова Твердость поверхности зубьев Формула для расчета H R C > 56 23 H R C > 1290 1050 H V 5 5 0 0 -7 5 0 0 H R C 4 0 -5 0 H R C 3 8 -5 0 Н В < 3500 ст#Шпй> МПа \1HRC + 200 18 H R C + 150 0,2 Н В + 70 8 8 0 -1 0 5 0 8 3 4 -1 0 5 0 < 770 ционнои закалке с последующим низ ким отпуском подвергают зубчатые колеса малых и средних размеров из сталей с содержанием углерода 0 ,4 -0 , 5 % . Для контурной поверхностной закалки на глубину (0,20-0,25) т исполь зуют стали 40, 45, 50Г, 40Х, 40ХН и др. Сердцевина не закаливается и остается вязкой. По нагрузочной способности они уступают цементуемым сталям. В последнее время для изготовления зубчатых колес автомобилей и станков взамен легированных цементуемых ста лей применяют сталь пониженной про каливаемости 58 (55ПП). Это качествен ная, углеродистая сталь (ГОСТ 1050-74), которая содержит 0,55-0,63% С и ми нимальную концентрацию примесей (0,15% Сг, 0,20% Мп и 0.30% Si), увели чивающих прокаливаемость. При глу бинном индукционном нагреве и интен сивном охлаждении водой детали из этой стали получают только поверх ностную закалку. Закаленный слой, как и при цементации, имеет толщину 1 - 2 мм и высокую твердость (HRC 58-62) с плавным переходом к сердцевине. Сердцевина закаливается на троостит или сорбит, имеет твердость HRC 40-30 при достаточной вязкости. Применение этой дешевой стали дает большой эко номический эффект. Зубчатые колеса, работающие при не высоких нагрузках, изготовляют из ста лей 40, 50, 40Х, 40ХН и других после нормализации и улучшения. Невысокая 194 Материалы, применяемые а машино- и приборостроении твердость м атериала (НВ < 3500) позво ляет нарезать зубья после термической обработки, что упрощ ает технологию изготовления колес. Для волновых передач и небольших зубчатых колес, работаю щ их при малых нагрузках и скоростях, приме няю т неметаллические материалы : тек столит ПТ и ПТК, древеснослоистые пластики, полиам и ды -кап рон, нейлон. Их используют для привода спидоме тров и распределительных валов авто мобилей, киноаппаратов, текстильных и пищевых машин. Достоинство таких колес — отсутствие вибраций и шума, вы сокая химическая стойкость. М атериалы, устойчивые к изнашива нию в условиях больших давлений и ударных нагрузок. Трение с высокими давлениями и ударным нагружением ха рактерно для работы траков гусеничных машин, крестовин железнодорожных рельсов, ковшей экскаваторов и других деталей. Их изготовляю т из высокомар ганцовистой аустенитной стали 110Г13Л, содержащей примерно 1,1% С и 13% Мп. Высокая износостойкость этой стали обусловлена способностью аустенита к сильному деформационно му упрочнению (наклепу). Сталь плохо обрабатывается резанием, поэтому де тали получают литьем (буква Л в марке стали) или ковкой. Износостойкость стали 110Г13Л м ак симальна, когда она имеет однофазную структуру аустенита. Такую структуру обеспечивают закалкой в воде от 1100°С. После закалки сталь имеет низ кую твердость (НВ 2000) и высокую вяз кость. Если такая сталь во время ра боты испытывает только абразивное изнашивание, то оказывается неизносо стойкой. В условиях же ударного воз действия в поверхностном слое стали образуется больш ое количество дефек тов кристаллического строения (дисло каций, дефектов упаковки). В результате твердость поверхности повышается до НВ 6000, и сталь становится износо стойкой. Изнашивание, связанное с ударным нагружением поверхности, наблюдается также при кавитации, которая возникает при работе гребных винтов, лопастей гидротурбин, цилиндров гидронасосов. Кавитационное изнашивание создаю т струи жидкости в момент захлопывания пузырьков газа или воздуха. Образую-^ щиеся при этом многочисленные мик роудары вы зываю т развитие процессов усталости, которые усиливаются под влиянием коррозии. В качестве кавитационно-стойких при меняю т стали с нестабильной структу рой аустенита 08Х18Н10Т, 30Х10Г10 и др. При ударном воздействии аусте нит этих сталей- испытывает наклеп и частичное мартенситное превращение, на развитие которых расходуется энер гия удара. Упрочнение поверхности ста ли в условиях эксплуатации затрудняет образование трещин усталости. 10.4. Антифрикционные материалы Антифрикционные материалы пред назначены для изготовления подшипни ков (опор) скольжения, которые широко применяют в современных машинах и приборах из-за их устойчивости к ви брациям, бесшумности работы, неболь ших габаритов. Основные служебные свойства под шипникового материала - антифрикционность и сопротивление усталости. Антифрикционность — способность мате риала обеспечивать низкий коэффи циент трения скольжения и тем самым низкие потери на трение и малую ско рость изнашивания сопряженной дета л и -с т а л ьн о го или чугунного вала. Антифрикционность обеспечивают сле дующие свойства подшипникового м а териала: 1) высокая теплопроводность; 2 ) хорошая смачиваемость смазочным м атериалом; 3) способность образовы вать на поверхности защитные плен ки мягкого металла; 4) хорошая прирабатываемость, основанная на спо собности материала при трении легко Износостойкие материалы 195 зочным м атериалом участков трения пластически деф орм ироваться и увели и теплоотвод с них. Твердые включения, чивать площ адь фактического контакта, на которые опирается вал, обеспечи что приводит к снижению местного ваю т высокую износостойкость. давления и температуры на поверхности Баббиты - мягкие (НВ 300) антифрик подшипника. ционные сплавы на оловянной или свин Критериями для оценки подшипнико цовой основе. В соответствии с ГО С Т вого м атериала служат коэффициент 1320—74 к сплавам на оловянной основе трения и допустимые нагрузочно-скоотносятся баббиты Б83 (83% Sn, 11% ростные характеристики: давление р, Sb и 6 % Си) и Б 8 8 , на с в и н ц о в о й осно действующее на опору, скорость сколь в е -Б 1 6 (16% Sn, 16% Sb, 2% Си) БС 6 , жения v, парам етр pv, определяющий БН. О собую группу образую т более де удельную мощ ность трения. Допусти шевые свинцово-кальциевые б аб б и ты : мое значение парам етра pv тем больш е, БКА и БК2 (ГОСТ 1209-78). чем выше способность м атериала сни По антифрикционным свойствам баб жать температуру нагрева и нагруженбиты превосходят все остальные ность контакта, сохранять граничную сплавы, но значительно уступают им по смазку. сопротивлению усталости. В связи Д ля подшипников скольжения ис с этим баббиты применяют только для пользую т металлические материалы, не тонкого (менее 1 мм) покрытия рабочей металлы, комбинированные материалы поверхности опоры скольжения. Наи и минералы (полу- и драгоценные кам лучшими свойствами обладаю т оловяни). Выбор материала зависит от режи нистые баббиты, у которых pv = м а смазки и условий работы опор = (500-700) 10s Па м/с. И з-за высокого скольжения. содержания дорогостоящ его олова их Металлические материалы. Они пред используют для подшипников ответ назначены для работы в режиме жид ственного назначения (дизелей, паровых костного трения, сочетающ емся в ре турбин и т. п.), работаю щ их при больальных условиях эксплуатации с режи м ом граничной смазки. И з-за перегрева возможно разрушение граничной м асля ной пленки. Поведение материала в этот период работы зависит от его со противляемости схватыванию. О но наи более высоко у сплавов, имеющих в структуре мягкую составляющ ую. Металлические материалы по своей структуре подразделяю тся на два типа сплавов: 1) сплавы с мягкой матрицей и твердыми включениями; 2 ) сплавы с твердой матрицей и мягкими включе ниями. К сплавам первого типа относятся баббиты и сплавы на основе меди — бронзы и латуни. М ягкая матрица в них обеспечивает не только защ итную реакцию подш ипникового м атериала на усиление трения и хорошую прирабатываемость, но и особый микрорельеф по Рис. 10.5. Микроструктура баббита Б83, верхности. улучш ающ ий снабжение см а х 300 7* 196 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении ТАБЛИЦА 10.3. Характеристики антифрикционных материалов Материал Баббиты: Б83 Б16 БК2 Бронзы: БрОЮФ1 6р05Ц5С5 БрСЗО Латуни: ЛЦ16К4 ЛЦ38Мц2С2 Алюминиевый сплав А 0 9 -2 Антифрикционные серые чугуны: АЧС-1 АЧС-3 Пластмассы: капрон текстолит Комбинированные ма териалы: железо—графит бронза —графит металлофтороплас товая лента (МФПл) НВ Коэффициент трения по стали Допустимый режим работы без смазоч p v- 10 “ 5, со смазочным р- ю -5 , V, м/с ного ма материалом Па Па •м/с териала 300 300 320 0,07-0,12 1000 0 , 1 - 0 ,2 0,004-0,006 100 150 0,004-0,009 600 250 1000 150 0,15-0,24 0,009-0,016 800 50 30 15 750 30 60 150 80 250 10 150 3 120 12 300 120 106 2 1 100 100 310 0 ,1 -0 ,1 5 0,008 250 . 20 1 000 2200 0,12-0,23 0,008 0,016 25 60 5 0,75 100 1600 45 0,15-0,21 0,15-0,25 — — 120 5 200 350 150 8 250 800 560 — 0,08-0,12 0,04-0,1 0,03-0,1 — ■— — 80 60 — 1 1 — — 1500 100 ш их скоростях и нагрузках (табл. 10.3). С трукту р а этих сплавов (рис. 10.5) со стои т из тв ер д о го р а с тв о р а сурьм ы в в олове (м ягкая ф аза, тем н ы й фон) и тверды х вклю чений P'(SnSb) и C u 3 Sn. Б рон зы относятся к лучш им анти ф рикционны м м атер и ал ам . О со бо е м е сто среди них за н и м аю т оловянисты е и оловянисто-цинково-свинцовисты е бронзы . К первы м о тносятся б ронзы БрО Ю Ф 1, БрО Ю Ц 2, ко в то р ы м — Б р 0 5 Ц 5 С 5 , БрО бЦ бС З и др. (Г О С Т 613-79). Б р о н зы при м ен яю т д л я м о н о литны х подш ипников скольж ения ту р бин, электродвигателей, ком прессоров, раб о таю щ и х при значительны х д авл е ниях и средних скоростях скольж ения (см. таб л . 10.3). — В последнее вр ем я брон зы ш и роко ис п о л ьзу ю т как ком п оненты порош ковы х антиф рикционны х м атер и ал о в или т о н костенны х пористы х покры тий, п роп и танны х тв ер д ы м и см азочн ы м и м атер и а лам и . Л ату н и исп ользую т в качестве за м е нителей б рон з д л я опор трения. О д н ако по антиф рикцион ны м свой ствам они уступаю т б рон зам . Д вухф азны е лутуни Л Ц 16К 4, Л Ц 38М ц2С 2, Л Ц 40М цЗА и др. (Г О С Т 17711 —80) п ри м ен яю т при м ал ы х скоростях скольж ения (менее 2 м /с) и невысоких нагрузках. И х часто исп ользую т для опор трения приборов. К сплавам в то р о го ти п а относятся свинцовистая б р о н за БрСЗО с 30% РЬ (Г О С Т 493-79) и алю м ин иевы е сплавы Износостойкие материалы с оловом (ГОСТ 14113-78), например, сплав А09-2 (9% Sn и 2 % -Си). Функцию мягкой составляющей в этих сплавах выполняют включения свинца или оло ва. При граничном трении на поверх ность вала переносится тонкая пленка этих мягких легкоплавких металлов, за щищая шейку стального вала от повре ждения. Антифрикционные свойства сплавов достаточно высокие, особенно у алю ми ниевых сплавов. И з-за хорошей тепло проводности граничный слой смазочно го материала на этих сплавах сохра няется при больших скоростях скольже ния и высоком давлении (см. табл. 10.3). Алюминиевый сплав А09-2 приме няют для отливки монометаллических вкладышей, б р о н зу -д л я наплавки на стальную ленту. К сплавам второго типа относятся также серые чугуны, роль мягкой со ставляющей в которых выполняют включения графита. Для работы при значительных давлениях и малых скоро стях скольжения (см. табл. 10.3) исполь зую т серые чугуны СЧ 15, СЧ 20 и леги рованные антифрикционные чугуны: серые АЧС-1, АЧС-2, АЧС-3; высоко прочные АЧВ-1, АЧВ-2; ковкие АЧК-1, АЧК-2 (ГО СТ 1585-79). С целью умень шения износа сопряженной детали мар ку чугуна выбирают так, чтобы его твердость была ниже твердости сталь ной цапфы. Достоинство чугунов —невы сокая стоимость; недостатки - плохая прирабатываемость, чувствительность к недостаточности смазочного материа ла и пониженная стойкость к воздей ствию ударной нагрузки. В настоящее время наибольшее рас пространение получили многослойные подшипники, в состав которых входят многие из рассмотренных выше спла вов. Сплавы или чистые металлы в них уложены слоями, каждый из которых имеет определенное назначение. В качестве примера разберем строе ние четырехслойного подшипника (рис. 10.6), применяемого в современном ав- 197 Рис. 10.6. Схема строения четырехслойного металлического подш ипника скольж ения: 1 —сплав свинца и олова; 2 —никель; 3 —свинцо вистая бронза; 4 —сталь томобильном двигателе. Он состоит из стального основания, на котором нахо дится слой (250 мкм) свинцовистой бронзы (БрСЗО). Э тот слой покрыт тон ким слоем ( ~ 10 мкм) никеля или лату ни. На него нанесен слой сплава Pb —Sn толщиной 25 мкм. Стальная основа обеспечивает прочность и жесткость подшипника; верхний мягкий слой улуч шает прирабатываемость. Когда он из носится, рабочим слоем становится свинцовистая бронза. Слой бронзы, имеющей невысокую твердость, также обеспечивает хорошее прилегание шейки вала, высокую теплопроводность и сопротивление усталости. Слой ни келя служит барьером, не допускающим диффузию олова из верхнего слоя в сви нец бронзы. Неметаллические материалы. Для из готовления подшипников скольжения применяют пластмассы — термореак тивные и термопластичные (полимеры) более десяти видов. Из термореак тивных пластмасс используют тексто лит. Из него изготовляют подшипники прокатных станов, гидравлических ма шин, гребных винтов. Такие подшипни ки допускают тяжелые режимы работы, смазываются водой, которая хорошо их охлаждает и размягчает поверхностный слой. Из полимеров наиболее широко при меняют полиамиды: ПС 10, анид, капрон (ГОСТ 10589-73) и особенно фторо пласт (Ф4, Ф40). Достоинство полиме ров — низкий коэффициент трения, высо 198 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении кая и з н о с о с т о й к о с т ь стойкость. и коррозионная И склю чительно высокими антиф рик ционными свойствами обладает ф торо пласт, коэффициент трения которого без смазочного м атериала по стали соста вляет 0,04-0,06. О днако ф торопласт «те чет» под нагрузкой и, как все полимеры, плохо отводит теплоту. О н м ож ет при меняться лиш ь при ограниченных на грузках и скоростях. Высокие антифрик ционные свойства ф торопласта реали зую т в комбинации с другими м атериа лам и, используя его в виде тонких пленок либо как наполнитель. Комбинированные материалы. Такие м атериалы состоят из нескольких м е таллов и неметаллов, имею щ их благо приятные для работы подшипника свой ства. Рассм отрим подшипники двух ти пов. 1. С ам осмазы ваю щ иеся подшипники получаю т м етодом порош ковой м етал лургии из м атериалов различной ком бинации: железо - графит, ж е л е зо -м ед ь (2-3 %) - графит или бронза - графит. Граф ит вводят в количестве 1-4% . П о сле спекания в м атериале сохраняю т 15-35% пор, которые затем заполняю т м аслом. М асло и графит см азы ваю т трущ иеся поверхности. П ри увеличении трения под влиянием нагрева поры рас кры ваю тся полнее, и смазочный м ате риал поступает обильнее. Тем самым осуществляется автоматическое регули рование подачи смазочного м атериала (его запас находится в специальной ка мере). Такие подшипники работаю т при небольших скоростях скольжения (до 3 м/с), отсутствии ударных нагрузок и устанавливаю тся в труднодоступных для смазки местах. 2. М еталлоф торопластовы е подшип ники изготовляю т из м еталлоф торопла стовой ленты (М ФПл) в виде свертных втулок м етодом точной штамповки. Л ента состоит из четырех слоев (рис. 10.7). Первый слой (приработочный) вы полнен из ф торопласта, наполненного дисульфидом м олибдена (25% по мас- Рис. 10.7. Схема строения мёталлоф торрс пластовой ленты : 1 - фторопласт с дисульфидом молибдена; 2 — бронза в слое фторопласта; 3 —медь; 4 —сталь се). Толщ ина слоя 0,01-0,05 мм. В тех случаях, когда допустим ая величина ли нейного износа достаточно велика, первый слой утолщ аю т до 0,1-0,2 мм. Второй слой ( ~ 0,3 мм) - бронзоф торо пластовый. О н представляет собой слой пористой бронзы БрОЮ Ц2, полученный спеканием частиц порош ка сферической формы. П оры в этом слое заполнены смесью ф торопласта с 20% РЬ (или ф торопласта и дисульфида молибдена). Третий слой (0,1 мм) образован медью . Его назначение-обеспечить прочное сцепление бронзового пористого слоя с четвертым с л о ем -ст ал ь н о й основой. Толщ ина основы, которую изготовляю т из стали 08кп, составляет 1-4 м м. ■ При работе такого подшипника по ристый каркас второго слоя отводит теплоту и воспринимает нагрузку, а по верхностный слой и питаю щ ая его ф то ропластовая «губка» вы полняю т роль смазочного м атериала, уменьш ая тре ние. Если первый слой в отдельных м е стах по какой-либо причине изнаш и вается, то начинается трение стали по бронзе, что сопровождается повыше нием коэффициента трения и темпера туры. При этом фтороспласт, имеющий более высокий температурный коэффи циент линейного расширения, чем брон за, выдавливается из пор, вновь созда вая смазочную пленку. При тяжелых режимах трения, когда температура нагрева превышает 327 °С, происходит плавление свинца. О бразую щаяся жидкая фаза снижает коэффи циент трения и тепловыделение. Износостойкие материалы М еталлофторопластовые подшипники имеют высокие антифрикционные свойства (в диапазоне температур —200 -г- 280 °С; / = 0,03 -=-0,1; pv = = 1500 - 105 П а-м/с). Их используют в узлах трения, работающих без смазоч ного материала, хотя его введение оказывает благоприятное действие. Они могут работать в вакууме, жидких сре дах, не обладающих смазочным дей ствием, а также при наличии абра зивных частиц, которые легко «утапли ваются» в мягкой составляющей мате риала. Такие подшипники применяют в машиностроительной, авиационной и других отраслях промышленности. Минералы. Естественные (агат), искус ственные (рубин, корунд) минералы или их заменители - ситаллы (стеклокристал лические материалы) применяют для миниатюрных подшипников скольже ния -кам невы х опор. Камневые опоры используют в прецизионных приборах — часах, гироскопах, тахометрах и т. д. Главное достоинство таких о п о р -н и з кий и стабильный момент трения. Низ кое трение достигается малыми разме рами опор, что уменьшает плечо дей ствия силы трения, а также низким коэффициентом трения вследствие сла бой адгезии минералов к металлу цапфы. Постоянство момента трения обусловлено высокой износостойкостью минералов, способных из-за высокой твердости выдерживать громадные кон тактные давления. 10.5. Фрикционные материалы Фрикционные материалы применяют в тормозных устройствах и механизмах, передающих крутящий момент. Они ра ботаю т в тяжелых условиях изнашива ния — при высоких давлениях (до 6 МПа), скоростях скольжения (до 40 м/с) и температуре, мгновенно возрастаю щей до 1000 °С. Для выполнения своих функций фрикционные материалы дол 199 жны иметь высокий и стабильный в ши роком интервале температур коэффи циент трения, минимальный износ, вы сокие теплопроводность и теплостой кость, хорошую прирабатываемость и достаточную прочность. Этим требо ваниям удовлетворяют многокомпо нентные неметаллические и металличе ские спеченные материалы. Их произво дят в виде пластин или накладок, которые прикрепляют к стальным дета лям, например дискам трения. Выбор материала производят по предельной поверхностной температуре нагрева и максимальному давлению, которые он выдерживает. Неметаллические материа лы применяют при легких (fnpM ^ 200 °С, Ana* < 0,8 М Па) и средних (fnpea = 400°С, Рта» = 1 .5 МПа) режимах трения. Из них преимущественно используют асбофрикционные материалы, состоящие из связующего (смолы, каучука), наполни теля и специальных добавок. Основным наполнителем является асбест, который придает материалу теплостойкость, по вышает коэффициент трения и сопроти вление схватыванию. К нему добавляют металлы (Си, А1, РЬ, латунь) в виде стружки или проволоки для повышения теплопроводности; графит для затруд нения схватывания (этому же способ ствует свинец, который, расплавляясь, служит как бы жидким смазочным ма териалом); оксиды или соли металлов (оксид цинка, барит B aS0 4 и др.) для увеличения коэффициента трения. Из асбофрикционных материалов наи большей работоспособностью обладает ретинакс (ФК-24А и ФК-16Л), который содержит 25 % фенолформальдегндной смолы, 40 % асбеста, 35 % барита, рубле ную латунь и пластификатор. В паре со сталью ретинакс обеспечивает коэффи циент трения 0,37-0,40. Его используют в тормозных механизмах самолетов, ав томобилей и других машин. Недостатком неметаллических мате риалов является невысокая теплопровод ность, из-за чего возможны перегрев и разрушение материала. 200 Материалы, применяемые в машино - и приборостроении М еталлические спеченные м атер и алы п ри м еняю т при тяж елы х реж им ах трения (/пред < 1200°С, <6 М П а). Их п рои зводят на основе ж елеза (Ф М К -8 и Ф М К-11) и м еди (МК-5). К ром е основы и м еталлических ком по нентов (Sn, Pb, N i и др.), обеспечиваю щ их прочность, хорош ую теп лоп ровод ность и износостойкость, эти м атериалы содерж ат неметаллические д о б а в к и - а с бест, граф ит, оксид кремния, барит. О ни Р т а х вы п олн яю т те же функции, что и в асбо- 1 ф рикционны х м атериалах. М атериалы на основе ж елеза из-за вы сокой теплостой кости использую т в узлах трения без см азо ч н о го м атер и а ла, а на основе м е д и - п р и см азы вании м аслом . В м ногодисковой то р м о зн о й систем е "Ч! сам олетов использую т бериллий из-за его вы сокой теплоем кости, теп л о п р о во д ности и м алой плотности (см. п. 13.2). Глава 1 1 . МАТЕРИАЛЫ С ВЫСОКИМИ УПРУГИМ И СВОЙСТВАМИ Стали и сплавы с высокими упругими свойствами находят широкое примене ние в машино- и приборостроении. В машиностроении их используют для изготовления рессор, амортизаторов, силовых пружин различного назначения, в приборостроении-для многочис ленных упругих элементов: мембран, пружин, пластин реле, сильфонов, растя жек, подвесок и т. п. Пружины, рессоры машин и упругие элементы приборов характеризуются многообразием форм, размеров, раз личными условиями работы. Особен ность их работы состоит в том, что при больших статических, циклических или ударных нагрузках в них не допускается остаточная деформация. В связи с этим все пружинные сплавы кроме механиче ских свойств, характерных для всех кон струкционных материалов (прочности, пластичности, вязкости, выносливости), должны обладать высоким сопротивле нием малым пластическим деформа циям. В условиях кратковременного ста тического нагружения сопротивление малым пластическим деформациям ха рактеризуется пределом упругости, при длительном статическом или цикличе ском нагружении - релаксационной стой костью. Релаксационная стойкость оценивает ся сопротивлением релаксации напряже ний. Релаксация напряжений характери зуется снижением рабочих напряжений в изделии от о , до с 2 при заданной упругой деформации e t (рис. 11.1). Ре лаксация напряжений опасна тем, что при переходе части упругой деформации в пластическую (Еост) упругие элементы после разгрузки изменяют размеры и форму. Например, долгое время сжатая пружина или изогнутая пластина реле при снятии нагрузки полностью не распрямляются и теряют упругие и эксплуатационные свойства. Релаксация напряжений происходит путем микропластической деформации, которая совершается в отдельных зер нах и накапливается во времени. При напряжении ниже предела упругости микропластическая деформация может быть вызвана: при малых напряжениях изгибом дислокаций или срывом от дельных из них с мест закрепления, при повышенных напряжениях - перемеще нием заторможенных дислокаций. В связи с этим для достижения в сплаве высокого предела упругости и релаксационной стойкости необходи мо создать стабильную дислокацион ную структуру, в которой прочно забло кированы не большинство, а практиче ски все дислокации. Кроме того, такая структура должна иметь невысокий уро вень микронапряжений, которые, сум мируясь с рабочими напряжениями, облегчают перемещение дислокаций. Для закрепления дислокаций исполь зуют все средства создания эффек тивных барьеров: легирование, повыше ние плотности дислокаций, выделение дисперсных частиц вторичных фаз. На- Рис. 11.1. Д и аграм м а де формации, объясняю щ ая релаксацию и упругое по следействие £цст £» С 202 Материалы , применяемые в машино- и приборостроении иболее б л аго п р и ятн у ю субструктуру, с точки зрения упругих свойств, ф о р м и рует терм ом еханическая о б р аб о тка. Ее успеш но п ри м ен яю т д л я всех пру ж инных сплавов. 6, МПа 11.1. Рессорно-пружинные стали Рессорно-пруж инны е углеродисты е и легированны е стал и и м ею т высокий м одуль упругости, ограничиваю щ ий упругую д еф орм ац и ю , равную сг 0 002/ Е 1. В с в я з и с этим они прим е няю тся д л я и зготовлен и я жестких (си ловы х) упругих элем ентов. Н едорогие и д остаточ н о технологичны е рессорно пружинны е стали ш ироко исп ол ьзую т в авто- и тракторостроен и и , ж елезн одо рож н ом транспорте, станкостроении. К р о м е то го , они н аход ят применение и д л я силовы х упругих элем ентов при боров. Ч асто эти м атер и ал ы н азы в аю т пруж инны ми стал ям и об щ его назначе ния. Д л я обеспечения раб отосп особн ости силовы х упругих элем ентов рессорно пружинны е стали д ол ж н ы им еть вы со кие пределы упругости, вы носливости и релаксационную стойкость. Э ти м тр е бован и ям уд о вл етв о р яю т стал и с по вы ш енны м содерж анием углерода (0,5—0,7% ), которы е п од вергаю т закалке и отпуску при тем пературе 420-520 °С. Закаленная на м артен си т стал ь им еет невы сокий предел упругости. О н за м е т но повы ш ается при отпуске, когд а о б р а зуется структура тр о о сти та (рис. 11.2). В этой структуре ф еррит и з-за сильного ф азового наклепа им еет вы сокую п л о т ность м алоподвиж ны х дислокаций, ко торы е, кром е того, эфф ективно блоки рую тся дисперсны м и карбидн ы м и ча стицам и. П о это м у тр о о сти т отличается стабильной дислокационной структурой. К р о м е высоких упругих свойств от пуск на тр о о сти т обеспечивает некото рое повы ш ение пластичности и вязкости 1 а 0 002-условный предел упругости; 0 ,0 0 2 - д о пуск на остаточную деформацию. Рис. 11.2. Зависи м ость механических свойств пруж инной стали (0,6 % С, 2 % Si) о т тем пературы отпуска (особенно в сталях, не склонны х к о т пускной хрупкости), что важ но д л я сни ж ения чувствительности к кон ц ен трато рам напряж ений и увеличения предела вы носливости. Х орош ие р езу л ьтаты д а е т такж е и зо терм ическая закал ка на структуру ниж него бейнита. О н а п озвол яет получить вы сокие механические свой ства при м ал о й деф орм аци и изделий. Н ебольш ие пруж ины простой ф орм ы и зго то в л яю т из стали, п оставляем ой в терм ически о б р аб о тан н о м состоянии. Д л я крупных пружин, требую щ их б о л ь ш их усилий при навивке, стал ь исполь зую т в отож ж енном состоянии. Т ерм и ческой об работке п о д вер гаю т готовы е изделия, полученные горячей навивкой или ш там повкой. С тал ь д л я рессор п о ставл яю т в виде полосы. Н арезанны е из нее заготовки закал и ваю т в специальны х ш там п ах с определенной стрелой прогиба, затем отпускаю т и соб и раю т в виде пакета. У глеродисты е стали (65, 70, 75, 80, 85, 60Г, 65Г, 70Г по Г О С Т 1050-74), рас см отренны е выше (см. гл. 8), характери зую тся невы сокой релаксационной стой костью , особенно при нагреве. О ни не Материалы с высокими упругими свойствами 203 пригодны для работы при температуре выше 100 °С. Из-за низкой прокапиваемости из них изготовляют пружины не большого сечения. Легированные рессорно-пружинные стали (ГОСТ 14959-79) относятся к пер литному классу. Основными легирую щими элементами в них являются крем ний (1 —3%), марганец ( ~ 1%), а в сталях более ответственного назначе ния-хром ( ~ 1 %), ванадий ( ~ 0,15%) и никель (< 1,7%). Легирование (за ис ключением кремния и марганца) мало влияет на предел упругости-главное свойство этих сталей. Более существен но оно проявляется в повышении прока ливаемости, релаксационной стойкости, предела выносливости. В связи с этим легированные стали предназначены для больших по размеру упругих элементов и обеспечивают их более длительную и надежную работу. Дешевые кремнистые стали 55С2, 60С2, 70СЗА применяют для пружин и рессор толщиной до 18 мм. Стали стойки к росту зерна при нагреве под закалку, но склонны к обезуглерожива нию-опасному поверхностному дефек ту, снижающему предел выносливости. В кремнемарганцевой стали 60СГА этот недостаток выражен менее сильно. Ее преимущественно применяют для ре ссор толщиной до 14 мм. Стали 50ХФА, 50ХГФА, которые по сравнению с кремнистыми и кремнемар ганцевой сталями подвергают более вы сокому нагреву при отпуске (520 °С), обладают теплостойкостью, повышен ной вязкостью, меньшей чувствитель ностью к надрезу. Они предназначены для рессор легковых автомобилей, кла панных и других пружин ответственного назначения, которые могут работать при температурах до 300 °С. Стали 60С2ХА и 60С2Н2А прокали ваются в сечениях соответственно до 50 и 80 мм и применяются для крупных тя желонаг ружейных и особо ответ ственных пружин и рессор. Механиче ские свойства сталей определяются со держанием углерода и температурой отпуска. Отпуск проводят при темпера туре несколько более высокой, чем та, которая отвечает максимальному пре делу упругости, что необходимо для по вышения пластичности и вязкости. Наиболее высокие механические свой ства имеют стали 70СЗА, 60С2ХА и 60С2Н2А: ст, > 1800 МПа; ст0>2 > 1600 МПа; 5 > 5 % ; т|/ > 20%. Предел упру гости составляет ст0 0][ = 880 ч- 1150 МПа, а твердость H R C 38-48. При та кой прочности и твердости стали чув ствительны к концентраторам напряже ний, поэтому на сопротивление устало сти большое влияние оказывает состоя ние поверхности. При отсутствии по верхностных дефектов (обезуглерожива ния, окалины, грубых рисок и др.) предел выносливости сталей при изгибе не ниже 500 МПа, а при кручении-300 МПа. Для уменьшения чувствительно сти к концентраторам напряжений го товые пружины и листы рессор подвер гают поверхностному наклепу обдувкой дробью. После упрочнения дробью пре дел выносливости увеличивается в 1,5-2 раза. 11.2. Пружинные материалы приборостроения Упругие элементы приборов, кроме высоких пределов упругости, выносли вости и релаксационной стойкости, дол жны обладать высокой коррозионной стойкостью, немагнитностью, электро проводимостью. Одно из важнейших эксплуата ционных требований-точная и стабиль ная характеристика. Характеристикой называют зависимость деформации б упругого элемента от приложенного усилия Р (или напряжения) (рис. 11.3). Примером характеристики пружины является зависимость ее осадки от сжи мающего усилия; пластины реле-зави симость перемещения свободного конца от действующей на него нагрузки. Ха рактеристика упругого элемента должна 204 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Рис. 11.3. Характеристика двух упругих эле ментов быть линейной, иначе нельзя обеспечить необходимую точность прибора. Кроме того, она долж на допускать возможно большее упругое перемещение. Чем оно больш е при одном и том же усилии, тем выше чувствительность упругого эле мента. И з рис. 11.3 видно, что при оди наковой нагрузке Р 2 упругое перемеще ние первого элемента больше, чем вто рого (е, > е2). В результате первый упругий элемент обеспечит большую чувствительность и меньшую относи тельную ошибку измерения. Качество упругого элемента опреде ляется также нагрузкой, необходимой для создания определенной упругой де формации. Чтобы вызвать деформацию, равную 8 t (см. рис. 11.3), первый эле мент требует меньшего усилия, чем вто рой, поэтому качество его выше. Характеристика упругого элемента за висит от его конструкции (числа витков пружины, диам етра проволоки и т. п.) и упругих свойств материала: модуля упругости и предела упругости. Угол наклона характеристики к оси деф орма ции (см. рис. 11.3) определяется модулем упругости. Чем он меньше, тем больше упругая деформация, наибольш ая вели чина которой етах = ст0 002/£ . Стали, имея высокий модуль упругости, не обеспечивают высокой чувствительно сти упругих элементов приборов. Д ля их изготовления используют сплавы на основе меди (бериллиевые бронзы), ко торые при практически одинаковом со сталями пределе упругости имею т по чти в 2 раза меньший м одуль упруго сти. Различие в модуле упругости этих материалов иллю стрирует рис. 11.3; ха рактеристика 1 соответствует бронзам, характеристика 2 - сталям. Рабочее напряжение упругого элемен та долж но бы ть ниже предела упруго сти материала, так как при нагрузках, близких к пределу упругости, в сплавах проявляются неупругие эффекты, ухуд ш ающ ие работу элемента и всего при бора. Чем выше предел .упругости м ате риала относительно рабочих нагрузок, тем меньше неупругие эффекты и вы ше класс точности прибора. К неупругим эффектам относят упру гое последействие, релаксацию, гистере зис и внутреннее трение. Упругое последействие проявляется в отставании части упругой деформации м атериала от напряжения. При быстром возрастании нагрузки на упругий эле мент до значения а 1 (см. рис. 1 1 . 1 ) де формация будет соответствовать точке а и лиш ь спустя некоторое время до стигнет своего истинного зн ач ен и я-то ч ки Ь. В результате упругого последей ствия, которое назы ваю т «прямым» при возрастании нагрузки и «обратным» при устранении нагрузки, показания прибора, определяемые упругим элемен том, будут отставать при быстрой сме не нагрузки. В результате релаксации (см. рис. 11.1) напряжение снизится до точки с. После разгрузки упругий элемент сохранит остаточную деформацию, и показания прибора не возвратятся на нуль. Гистерезис проявляется в несовпаде нии характеристик упругого элемента при нагрузке и разгрузке (рис. 11.4). В результате не совпадаю т и показания прибора, определяемые упругим элемен том. Гистерезис вызван рассеиванием в материале энергии при упругих напря жениях. М ерой рассеивания упругой энергии является площ адь петли гисте резиса. Г истерезис оценивают отнош е нием максимальной ширины петли Г к наибольшей упругой деформации Ета„. З&атериа./ы с высокими упругими свойствами 205 нием внутреннего трения. Ширину этого интервала на высоте 0,7 максимального значения амплитуды условились при нимать за величину внутреннего трения (рис. 11.5). Отношение резонансной ча стоты /ре, к ширине интервала Д/ назы вают добротностью. Для того чтобы снизить неупругие эффекты, надо повысить сопротивление малым пластическим деформациям, т. е. формировать малоподвижную дислока ционную структуру. Закрепление дисло Перечисленные неупругие эффекты возникают из-за неоднородности строе каций в рассматриваемых сплавах осу ния реальных поликристаллов, вслед ществляется выделяющимися после за калки и старения высокодисперсными ствие чего в отдельных микрообъемах когерентными частицами вторичных при невысоких нагрузках развивается фаз. микропластическая деформация. Бериллиевые бронзы используют для Внутреннее трение проявляется при циклическом приложении нагрузки ниже изготовления упругих элементов ответ назначения. Бериллиевые предела упругости в результате необра ственного тимой потери энергии деформирования. бронзы -это сплавы на медной основе Энергия деформирования теряется с высоким пределом упругости и низ ким модулем упругости (ГОСТ вследствие теплообмена в окружающую среду, расходуется на изгибание дисло 18175 —78). Такое сочетание свойств обес каций, на перемещение внедренных ато печивает малые неупругие эффекты при мов, в ферромагнитных материалах на больших упругих деформациях. Кроме токи Фуко и магнитно-упругий эффект, этого, сплавы обладают высокой корро зионной стойкостью, электропроводи связанный с механострикцией. В идеально упругом материале при мостью, немагнитностью, хорошей тех циклической нагрузке, частота которой нологичностью, а также способностью совпадает с собственной частотой упру упрочняться термической обработкой. Например, сплав БрБ2, в котором со гого элемента, в результате резонанса наблюдается резкое возрастание ампли держание бериллия составляет около туды колебаний элемента. В реальных 2 % , после закалки и старения имеет предел упругости о 0 002 = 600 МПа поликристаллах амплитуда колебаний упругого элемента растет в некотором (табл. 11 . 1). интервале частот, что является проявлеУвеличение содержания бериллия до 2,5% повышает предел упругости. Одна ко высокая стоимость бериллия ограни чивает применение такого сплава. Ши роко используется сплав БрБНТ1,9, ле гированный титаном и никелем. По упругим свойствам он мало уступает сплаву БрБ2,5 (см. табл. 11.1). Дальнейшее повышение предела упру гости достигается микролегированием бериллиевых бронз бором (0,01 %) или магнием (0,1 %). Введение этих поверхностно-активных элементов изменяет Рис. 11.5. Резонансная кривая упругого процессы старения в сторону увеличе элемента Рис. 11.4. П етля упругого гистерезиса 206 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Т А Б Л И Ц А 11.1. Свойства термически упрочненных сплавов для упругих элементов приборов Механические свойства Массовая доля элементов*, % Сплав ст0.002 Be Б рБ 2 Б р Б Н Т 1 ,9 Б р Б Н Т 1 ,9 М г 36Н Х Т Ю Ni Ti Al _ . _ 1, 8 - 2,1 0,2-0,5 — 1,85-2,1 0,2-0.4 0,1-0,25 — 1,85-2,1 0,2-0,4 0,1-0.25 — 35-37 2,7 —3,2 0,9-1,2 Сг Mg _ _ — — — 11,5-13 0,1 —■ Е 104 МПа 600 650 800 800 1,28 1,25 1,25 2 ,2 * По ГОСТ 1817 5 -7 8 . ния объемной доли выделяющихся ча стиц, степени их дисперсности, а также плотности и равномерности их распре деления. М икролегирование заметно по вышает предел упругости и снижает не упругие эффекты (см. табл. 1 1 . 1 , сплав БрБНТ1,9Мг). Разработаны способы термомеханиче ской обработки бериллиевых бронз, при которой сплавы подвергаю т холодной пластической деформации в закаленном состоянии. Э то приводит к более значи тельному росту предела упругости при старении и к сильному снижению уп ругого последействия. Так, сплав БрБНТ1,9, деформированный на 50% в закаленном состоянии, после старения при 350 °С в течение 0,25 ч имеет предел упругости а 0 002 = 1000 М Па. Железоникелевые сплавы (ГО СТ 10994-74) менее дефицитны и дешевле бериллиевых бронз. Они имею т пример но тот же предел упругости, но обла даю т более высоким модулем упруго сти, что снижает допустимые упругие деформации элемента. Сплав 36НХТЮ , применяемый для упругих элементов, является сплавом на железной основе. Высокое содержание никеля и хрома обеспечивает получение аустенитной структуры и способствует высокой коррозионной стойкости спла ва. Аустенитная структура придает сплаву хорошие технологические свой ства в отношении обрабатываемости давлением и свариваемости. Титан и алюминий образую т с никелем и же лезом фазы переменной растворимости в аустените, что позволяет упрочнять сплав термической обработкой. После закалки от 925-950 °С сплав по лучает однофазную структуру. В про цессе искусственного старения из аусте нита выделяется промежуточная метастабильная у'-фаза, упрочняющ ая сплав. После старения при 700 °С в течение 2 ч сплав 36ХНТЮ имеет предел упругости а 0 >0 о2 = 800 МПа. Дополнительное легирование молиб деном в количестве 8 % (36НХТЮ М8) после термической обработки позволяет получить предел упругости ст0 0ог = 950 М Па. Применение термомеханической обработки для сплава 36ХНТЮ повы шает предел упругости до стООО2 = 1 1 1 0 М Па. Г лава 12. М А Т Е Р И А Л Ы С М А Л О Й плотностью М атери алы с м ал о й плотностью (лег кие м атери алы ) ш ироко прим еняю т в авиации, ракетной и космической тех нике, а такж е в автом обилестроении, су достроении, строительстве и других о т раслях пром ы ш ленности. П рименение легких м атер и ало в д ает возм ож ность снизить массу, увеличить грузоподъем ность летательны х апп ар ато в без сниже ния скорости и дальн ости полета, повы сить скорость движения автом обилей, судов, ж елезнодорож н ого транспорта. К основны м конструкционны м лег ким м етал л ам относятся пластм ассы , цветные м еталлы M g, Be, Al, Ti и сплавы на их основе, а такж е ком по зиционные м атериалы . О собенно пер спективны м атери алы , которы е д аю т возм ож н ость снизить массу конструк ций при одноврем енном повыш ении их прочности и жесткости. О сновны м и критериям и при вы боре конструк ционных м атери алов в это м случае являю тся удельны е прочность or„/(pg) и ж есткость E /(p g ). П о этим характери стикам легкие м атери алы неравноценны (табл. 1 2 . 1 ). ТАБЛИЦА 12.1. Прочность, удельная проч ность и удельная жесткость легких материалов и высо копрочной стали Материал Стр, CTB/(pg) f/(pg) 10 i км МПа 430 МАЮ (магний) 700 В96 (алюминий) 1500 ВТ 15 (титан) 03Н18К9М5Т (же 2000 лезо) 680 Be Примечание. сплава. 21 23 30 27 2,3 2,4 2,6 2,6 37 16,1 3 скоб!tax указана основа С реди сплавов на основе Al, Mg и пластм асс лиш ь отдельны е группы им ею т такие свойства, которы е указаны в табл. 1 2 . 1 , а б ольш ин ство не обладает вы сокими прочностью , удельной проч ностью и удельной ж есткостью . Э ти м а териалы предназначены главны м о б р а зом д л я изготовления м ало- и средненагруженных деталей. М атериалы с высокой удельной проч ностью (сплавы Ti, Be, ком позиционны е м атериалы ) предназначены в основном д ля изготовления высоконагруж енных деталей. О ни рассм отрены в гл. 13. 12.1. Сплавы на основе алюминия Свойства алюминия. Алюминий - металл серебристо-белого цвета. Он не имеет поли морфных превращений и кристаллизируется в решетке гранецентрированного куба с пе риодом а = 0,4041 нм. Алюминий обладает малой плотностью, хорошими теплопроводностью и электро проводимостью (см. гл. 1.S), высокой пла стичностью и коррозионной стойкостью (см. гл. 14.1). Примеси ухудшают все эти свой ства. Постоянные примеси алюминия Fe, Si, Си, Zn, Ti. В зависимости от содержания приме сей первичный алюминий подразделяют на три класса: особой чистоты А999 (<0,001 % примесей), высокой чистоты А995, А99, А97, А95 (0,005-0,05% примесей) и технической чистоты А85, А8 и др. (0,15-1 % примесей). Технический алюминий, выпускаемый в виде деформируемого полуфабриката (листы, про фили, прутки и др.), маркируют АД0 и АД1. Механические свойства алюминия зависят от его чистоты и состояния. Увеличение содер жания примесей и пластическая деформация повышают прочность и твердость алюми ния (табл. 12.2). Ввиду низкой прочности алюминий при меняют для ненагруженных деталей и эле ментов конструкций, когда от материала 208 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Т А Б Л И Ц А 12.2. Механические свойства алюминия Сумма Мар приме ка сей, % А995 0,005 А5 0,5 1 АО Состояние Л и той Л и той Л итой Д еф о р м и р о ванны й и отож ж енны й Д еф о р м и р о ванны й ° в а 0,2 8 МПа °/ /о 50 75 90 90 140 НВ 45 150 29 2 0 0 — 25 250 30 30 250 — 100 12 320 П р и м е ч а н и е . Отжиг алюминия для сня тия наклепа проводят при 350—400 °С. требуется легкость, свариваем ость, пластич ность. Т ак, из него и зго то в л я ю т рам ы , две ри, трубоп роводы , ф ольгу, цистерны для перевозки нефти и* неф тепродуктов, посуду и др. Б л аго д ар я вы сокой теплопроводности он используется д ля различны х теп лообм ен ников, в пром ы ш ленны х и бы товы х х о л о дильниках. Высокая • электропровод им ость алю м и н и я способствует его ш ироком у при менению д ля конденсаторов, проводов, кабе 7 лей, ш ин и др. (см. п. 17.1). И з других свойств алю м и н и я следует о т м ети ть его вы сокую о тр аж ательн ую способ ность, в связи с чем он используется для прож екторов, реф лекторов, экранов телеви зоров. А лю м иний им еет м ал о е эффективное поперечное сечение зах вата нейтронов (см. п. 14.5). О н хо р о ш о об р аб аты вается д ав л е нием, сваривается газо во й и контактной сваркой, но плохо об р аб аты вается резанием . А лю м иний им еет больш ую усадку затверде вания ( 6 %). В ы сокая теп л о та плавления и те плоем кость способствую т м едленном у осты ванию алю м ин ия из ж идкого состояния, что д ает возм ож н ость улучш ать отливки из а л ю миния и его сплавов путем м оди ф и цирова ния, раф инирования и других технологиче ских операций. О бщ ая характеристика и классиф ика ция алю миниевых сплавов. А лю м и ниевые сплавы характери зую т вы сокой удельной прочностью , способностью со противляться инерционны м и динам иче ским нагрузкам , хорош ей технологич ностью . В ременное сопротивление а л ю миниевых сплавов д ости гает 500—700 М П а при пл отн ости не б олее 2850 к г/м 3. П о удельной прочности неко торы е алю м и н и евы е сплавы ( o J ( p g ) = = 23 км) П риближ аю тся или с о о т ветствую т вы сокоп рочн ы м с та л я м ( o J { p g ) = 27 км). Б ол ьш и н ство а л ю м и ниевых сплавов и м ею т хор о ш у ю к о р р о зионную стой кость (за исклю чением сплавов с м едью ), вы сокие теп л о п р о во д ность и эл ек тр о п р о во д и м о сть и х о р о шие технологические свой ства (о б р а б аты в аю тся давлением , свар и ваю тся т о чечной сваркой, а с п е ц и а л ь н ы е -с в а р к о й плавлением , в основном х о р о ш о о б р а б аты в аю тся резанием). А лю м иниевы е сплавы пластичнее м агниевы х и м ногих пластм асс. Больш инство из них превос х о д ят м агниевы е сплавы по ко р р о зи о н ной стойкости, п л а с т м а с с ы -п о стаб и л ь ности свойств. О сновны м и л еги рую щ и м и эл ем ен та м и алю м иниевы х сплавов явл яю тся Си. M g, Si, M n, Z n ; р е ж е - L i , N i, Ti. М ногие легирую щ ие элем енты о б р а зу ю т с а л ю м инием тверды е раство р ы ограничен ной переменной раство р и м о сти и про м еж уточны е ф азы : C uA l2, M g2Si и др. (рис. 12.1). Э то д а е т во зм о ж н о сть под вергать сплавы упрочняю щ ей терм иче ской обработке. О н а состои т из закалки на пересы щ енный тверды й р аство р Легирующий элемент Рис. 12.1. Д и а гр ам м а состояния алю м ин ий — легирую щ ий элем ент (схема): А — деформируемые сплавы; В —литейные сплавы; /, II —сплавы, неупрочняемые и упрочняемые тер мической обработкой соответственно ное влияние примесей, так как он связывает их в четвертую фазу а(А1, Fe, Si, Mn), кристаллизирую щ ую ся в ком пактной форме. О днако более эффек тивным способом повышения конструк ционной прочности является снижение содержания примесей с 0,5-0,7% (ГО СТ 4784-74) до 0,1-0,3% (чистый сплав), а иногда и до сотых долей процента (сплав повышенной чистоты). В первом Рис. 12.2. Влияние легирующих элементов на случае к марке сплава добавляю т букву температуру рекристаллизации алюминия ч, например, Д16ч, во в т о р о м -п ч , на пример, В95пч. Особенно значительно и естественного или искусственного стаповыш аются характеристики пластичнорения (см. п. 5 .4 ). сти и вязкости разрушения в направлеЛегирующие элементы, особенно нии, перпендикулярном пластической переходные, повы ш аю т температуру ре- деформации. Например, ударная вязкристаллизации алю миния (рис. 1 2 .2 ). кость сплава Д16ч после естественного П ри кристаллизации они образую т старения более чем в 2 раза, а относис алюминием пересыщенные твердые тельное удлинение в 1,5 раза выше, чем растворы. В процессе гомогенизации у сплава Д16 после той же обработки, и горячей обработки давлением происД ля сплава Д16ч коэффициент К 1с = ходит распад твердых растворов с обра= 43-1 -4 6 М П а м 1'2, тогда как для зованием тонкодисперсных частиц ин- сплава Д16 он равен 35-36 М П а м 1/2. терметаллидных фаз, препятствующих Сплавы повышенной чистоты испольпрохождению процессов рекристаллизазуют для ответственных нагруженных ции и упрочняющих сплавы. Э то явледеталей, например, для силовых элеменние получило название структурного тов конструкции пассажирских и транс упрочнения, а применительно к преспортных самолетов, сованным полуфабрикатам-пресс-эфАлюминиевые сплавы классифицифекта. По этой причине некоторые алюруют по технологии изготовления (деминиевые сплавы имеют температуру формируемые, литейные, спеченные), рекристаллизации выше температуры способности к термической обработке закалки. Для снятия остаточных напря(упрочняемые и неупрочняемые) и свойжений в нагартованных полуфабрикатах ствам (см. рис. 12 . 1 ). (деталях), полученных холодной обраДеформируемые алюминиевые сплавы, боткой давлением, а также в фасонных К сплавам, неупрочняемым термической отливках проводят низкий отжиг. Темобработкой, относятся сплавы АМц пература отжига находится в пределах и АМг (табл. 12.3). Сплавы отличаются 150-300 °С. высокой пластичностью, хорошей сваКонструкционная прочность алюми- риваемостью и высокой коррозионной ниевых сплавов зависит от примесей Fe стойкостью (см. гл. 14.1). и Si. Они образуют в сплавах нераствоСплавы АМц относятся к системе римые в твердом растворе фазы: FeAl3, А 1-М п (рис. 12.3,а). Структура сплава а(А1, Fe, Si), Р(А1, Fe, Si) и др. Независи- АМц состоит из a -твердого раствора мо от формы (пластинчатой, игольчатой и вторичных выделений фазы МпА16, и др.) кристаллы этих фаз снижают пла- переходящих в твердый раствор при постичность, вязкость разрушения, сопро- вышении температуры. В присутствии тивление развитию трещин. Легирова- железа вместо МпА16 образуется сложние сплавов марганцем уменьшает вред- ная тройная фаза (MnFe) А16, практи- 210 Материалы, применяемые в машина - и приборостроении ТА БЛ И Ц А 12.3. Химический состав (ГО СТ 4784 —74) и механические свойства деформируемых Л алюминиевых сплавов Механические свойства Содержание элементов (остальное А1), % Mg — 1,8 —2,6 5 ,8 -6 ,8 3,8 - 4 ,9 1 ,2 -1 ,8 Д18*** В95**** 2 ,2 - 3 1 ,4 - 2 0 ,2 -0 ,5 1 ,8 -2 ,8 АК6**** 1 ,8 -2 ,6 АК8**** 3 ,9 -4 ,8 о V 00 Д ^*** 1 4V Д1*** 00 — Мп 00 АМц** АМг2** АМгб** Си 0 ,4 -0 ,8 0 ,4 -0 ,8 ст- 1 о, °/о/ МПа <*В Прочие Листы 1 - 1 ,6 1tmm" » 0 ,2 - 0 ,6 » 0 ,5 -0 ,8 0 ,0 2 -0 ,1 Ti, 0 ,0 0 2 -0 ,0 0 5 Be — » Прессованные прутки — 0 ,3 -0 ,9 Листы, плиты Прессованные прутки — — Проволока 0 ,2 -0 ,6 0 ,0 1 -0 ,2 5 Сг Листы, плиты 5 —7 Zn Прессованные прутки 0 ,4 -0 ,8 0 ,7 - 1 ,2 Si Поковки » 0 ,4 - 1 0 ,6 - 1 ,2 Si 0 V 1 © 00 Сплав Вид полуфабриката ИВ 130 50 55 190 100 125 340 170 — 20 300 23 450 20 700 400 240 105 480 320 125 20 950 14 440 330 115 530 400 140 18 1050 11 300 170 95 540 470 150 600 560 150 24 700 10 1500 8 1500 400 299 125 480 380 130 12 1000 9 1350 * а _ 1 определен на базе 5* 106 циклов. ** Механические свойства после отжига. . *** Механические свойства после закалки и естественного старения. **** Механические свойства после закалки и искусственного старения. чески н е р а с т в о р и м а я в а л ю м и н и и , п о э то м у сп л ав А М ц не у п р о ч н яется т е р м ической о б р а б о т к о й . В о то ж ж е н н о м со сто ян и и сп л ав о б л а д а е т в ы со к о й п л а сти ч н о стью и н и зко й п р о ч н о ст ью . П л а стическая деф орм аци я уп р о ч н яет сп л ав ы п о ч ти в 2 р а за . С п л а в ы А М г о т н о с я т с я к си стем е Al —M g (см. рис. 12.3, б). М агн и й о б р а зу е т с а л ю м и н и ем a -тв е р д ы й р а с т в о р , кон ц ен тр ац и я к о т о р о г о при п овы ш ен и и т е м п е р а т у р ы увел и ч и вается о т 1,4 д о 17,4% в р е зу л ь т а т е р а с т в о р е н и я ф азы M g 2A l3. О д н а к о сп л ав ы , со д ер ж а щ и е д о 7 % M g, д а ю т очень н езн ач и тел ьн о е уп рочнение при тер м и ч е с к о й о б р а б о т к е . В следствие э т о г о с п л ав ы А М г, как и А М ц, упрочняю т с п ом ощ ью пласти ч еской д е ф о р м ац и и и и с п о л ь зу ю т в нагартованном (А М гН - 80 % н аклеп а) АМгАЛв АМц Рис. 12.3. Д и а г р а м м ы состоян и я: а — А1 —Мп; б - A IMg; в —A l—Си Ж 543 17Л Mjfz ALz +m , 5,65 «33 | а+ э0т + вП | д ^эВ т h*+ M g.A L3 (fi) 0,05 Z М л ,° /о 7 ,4 10 а) в го М д,% AL AL AL б) тI а+СиА12(В) + ю J____ L го си,% 0) Материалы с малой плотностью 211 при 20 °С. При этом из твердого раство клепа) состояниях. ра выделяется фаза 0 (СиА12), содержа Однако применение наклепа ограни щая ~ 54,1% Си. Она имеет объемночено из-за резкого снижения пластично центрированную тетрагональную кри сти сплавов, поэтому их используют сталлическую решетку и обладает срав в отожженном (мягком -А М гМ ) состоя нительно высокой твердостью ( H V нии. Сплавы АМц и АМг отжигают при 5310). В сплавах, дополнительно легиро температуре 350-420 °С. При повыше ванных магнием, помимо 0 образуется нии содержания магния в структуре еще фаза S (CuMgAl2) с ромбической сплавов АМг увеличивается количество кристаллической решеткой ( Н У 5640). | фазы Mg2Al3. При этом временное со- На рис. 12.4 показано влияние соотно противление повышается от 110 МПа шения фаз 0 и S на прочность. Чем (AMrl) до 430 МПа (АМгб) при соответ- больше меди содержится в сплаве, тем I ствукмфм снижении относительного уд- большее количество фазы 0 будет в его I линения с 28 до 16%. Легирование маг структуре (Д1). Увеличение содержания нием, кроме того, вызывает склонность магния приводит к росту количества к окислению во время плавки, разливки фазы S и повышению прочности спла и кристаллизации, что приводит к по вов (Д16). Разница в свойствах особенно явлению оксидных пленок в структуре значительна после упрочняющей терми и снижению механических свойств. По ческой обработки (см. табл. 12.3), со этому сплавы с высоким содержанием стоящей из закалки и естественного ста магния (АМгб, АЛ27) для устранения рения. При закалке сплавы Д16 и Д18 до 495-505 °С, Д 1 -д о склонности к окислению легируют бе нагревают риллием. Укрупнение зерна, вызванное 500 —510 °С, затем охлаждают в воде при бериллием, устраняется добавкой тита 40 °С. После закалки структура состоит из пересыщенного твердого раствора на или циркония. Сплавы типа АМц и АМг применяют и нерастворимых фаз, образуемых при для изделий, получаемых глубокой вы месями. При естественном старении тяжкой, сваркой, от которых требуется происходит образование зон Гинье— высокая коррозионная стойкость (тру Престона, богатых медью и магнием. бопроводы для бензина и масла, сварные баки), а также для заклепок, 6в,МПа переборок, корпусов и мачт судов, лиф тов, узлов подъемных кранов, рам ваго нов, кузовов автомобилей и др. К сп лав ам , у п р о ч н я е м ы м т е р м и ч е с к о й о б р а б о т к о й , относятся:ч сплавы нор мальной прочности, высокопрочные и др. Типичные представители спла вов -дуралюмины (маркируют буквой Д). Они характеризуются хорошим со четанием прочности и пластичности и относятся к сплавам системы А1C u - Mg. Согласно диаграмме состояния Al-С и (рис. 12.3,в) медь с алюминием образуют твердый раствор, максималь ная концентрация меди в котором Рис. 12.4. Зависимость прочности дур5,65% при эвтектической температуре. алюминов от соотношения меди и маг С понижением температуры раствори ния при их постоянном суммарном со мость меди уменьшается, достигая 0,1 % держании 5% и полунагартованном (А М гП -40% на I 212 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Старение продолжается 5-7 суток. Д ли тельность старения значительно сокра щается при увеличении температуры до 40 °С и особенно 100°С. Более высокие значения ст„ и а 0 2 прессованных прут ков объясняю тся пресс-эффектом. Для упрочнения дуралю минов, как правило, применяют закалку с естественным ста рением, так как в этом случае сплавы обладаю т лучшей пластичностью и ме нее чувствительны к концентраторам напряжений. Искусственному старению (190 °С, 1 0 ч) подвергаю т лиш ь детали, исполь зуемые для работы при повышенных температурах (до 200 °С). Больш ое прак тическое значение имеет начальный, или «инкубационный», период старения (20-60 мин), когда сплав сохраняет вы сокую пластичность и низкую твер дость. Э то позволяет проводить такие технологические операции, как клепка, правка и др. Д ля проведения подобных операций естественно состаренные сплавы и детали из них можно подверг нуть обработке «на возврат», которая состоит в кратковременной выдержке сплава ( 1 - 2 мин) при температуре 230-300 РС. Во время нагрева рассасы ваются зоны Г ин ье-П р есто н а и восста навливается пластичность, свойственная сплавам непосредственно после закалки. Однако применение обработки «на воз врат» ограничено тем, что у тонко стенных изделий снижается коррозион ная стойкость, а у толстостенных за короткое время выдержки восстановле ние пластичности не успевает произойти по всему сечению. Увеличение выдерж ки приводит к искусственному старению сплава на поверхности изделия, что вызывает снижение пластичности. Дуралюмины широко применяют в авиации. И з сплава Д1, например, из готовляю т лопасти воздушных винтов, из Д16 — шпангоуты, нервюры, тяги управления и др. Кроме того, их ис пользую т для строительных конструк ций, кузовов грузовых автомобилей, об садных труб и др. Сплав Д18 — один из основных заклепочных алюминиевых сплавов. Заклепки из сплава Д18 ставят в конструкцию после закалки и есте ственного старения. Ковочные алюминиевые сплавы м ар кируют буквами АК. Они обладаю т хо рошей пластичностью и стойки к обра зованию трещин при горячей пластиче ской деформации. П о химическому со ставу сплавы близки к дуралю минам, отличаясь более высоким содержанием кремния. П оэтому в их структуре вме сто фазы S присутствуют кремнийсодер жащие фазы — четверная ф аза (А1, Си, Mg, Si) и с и л и ц и д магния (3(Mg2 Si). Ков ку и ш тамповку сплавов ведут при тем пературе 450 —475 °С. Их применяют после закалки и искусственного старения. Сплавы с пониженным содержанием ме ди (АК 6 ) отличаю тся лучшей технологи ческой пластичностью, но меньшей проч ностью (<тв = 360 МПа). Их используют для средненагруженных деталей сложной формы: больш ие и малые крыльчатки, фитинги, качалки, крепежные детали. Сплавы с повышенным содержанием меди (АК 8 ) хуже обрабаты ваю тся д а влением, но более прочны и применяют ся для высоконагруженных деталей не сложной формы: подмоторные рамы, пояса лонжеронов, лопасти винтов вер толетов и др. Высокопрочные алюмининиевые сплавы маркирую т буквой В. Они отли чаются высоким временным сопротив лением (600-700 М Па) и близким к нему по значению пределом текучести. Высо копрочные сплавы принадлежат к систе ме A l - Z n - M g - C u и содержат добавки марганца и хрома или циркония. Эти элементы, увеличивая неустойчивость твердого раствора, ускоряю т его рас пад, усиливают эффект старения сплава, вызываю т пресс-эффект. Цинк, магний и медь образую т фазы, обладающ ие переменной растворимостью в алю м и нии: M (M gZ n2), S(CuM gAl2), Т (Mg 3 Z n 3 Al2). При температуре 480 СС эти фазы переходят в твердый раствор, который фиксируется закалкой. При ис- Материалы с малой плотностью 213 кие пластичность и вязк о сть р а з р у ш е ния. Д ля повышения этих х а р а к т е р и с т и к ’ с образованием тонкодисперсных ча стиц метастабильных М ’, Т и S' фаз, сплавы подвергаю т д в у х с ту п е н ч а то м у вызывающих максимальное упрочнение смягчающему старению . П е р в а я сту п ен ь сплавов. Наибольшее упрочнение вызы с т а р е н и я -100-120°С, 3 -1 0 ч, в т о р а я с т у вают закалка (465-475 °С) и старение п е н ь - 160-170 °С, 10-30 ч. С т о л ь в ы с о кие температуры и б ольш ие в ы д ер ж к и (140 °С, 16 ч). После такой обработки приводят сплав В95пч имеет а„ = 560 -г 600 МПа; второй ступени старения ста ст02 = 480 -г 550 МПа; 5 = 9 4-12%; к образованию и коагуляции К и = 30 МПа м ‘/2; К С Т - 30 кДж/м2; бильных фаз М , S и Т. П р е д в а р и т ел ь н о е НВ 1500. Подобные сплавы, отличаю зонное старение (первая ступень) с п о щиеся более высоким содержанием цин собствует их равном ерном у р а с п р ед е л е ка, магния и меди, обладают повышен нию, поскольку в сплавах этой с и стем ы ной прочностью. Так, сплав В96 имеет стабильные фазы об разую тся из зон а, = 700 МПа; ст0)2 = 650 МПа; 5 = 7% ; Гинье-П рестона. П осле с м я гч а ю щ е го НВ 1900. Однако после указанной тер старения сплав В95пч им еет сгв = = 5 9 0 -г 540 М П а; ст0 2 = 410 ч - 470 мической обработки сплавы имеют низ кусственном старении происходит рас пад пересыщенного твердого раствора ТАБЛИЦА 12.4. Химический состав (ГОСТ 2685 —75) и механические свойства литейных алюминиевых сплавов Содержание элементов (остальное А1), % Сплав М еханические свой ства П рим ечание Mg Си Мп Прочие °в °о,2 о. НВ МПа АЛ2 AJ14 AJI9 10-13 8 -1 0 ,5 6-8 0 ,1 7 -0 ,3 0,2 -0 .5 130 20 180 80 260 200 0 ,2 -0 ,4 220 120 220 160 АЛ 32 7,5—8,5 0 ,3 -0 ,5 АЛ 7 АЛ19 АЛ8 АЛ 27 1 - 1 ,5 0 ,3 - 0 , ° - 1 - 0 ,3 Ti 4 -5 9.5 -1 1 , 9 .5 - ц 4 ,5 —5,3 270 160 260 200 0,6 - 1 °> 15 "0 ,3 5 Ti 360 250 320 K 'O . I S T i 360 180 0,05 —0 2 7 ° Л 5 - 0 . '|5 & 500 Л и той в пес чаную ф о р м у 500 Л и гой в пес чаную ф орм у, м оди ф и ц и ро ванный 750 Л итой в пес чаную ф орм у, м оди ф и ц и ро ванный, за к а ленны й и с о старенны й 500 Л итой п од давлением 750 Л и той в пес чаную (м е та л лическую ф орм у, з а к а ленный и с о старенны й 800 Л и той п од давлением 700 Закаленны й н состаренны й 1000 То же 990 Закаленны й 214 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении t v i 7 / \ T , l 75У /^ ч ^ н ^4, •* м /$ V W S i й • y, V ...................... a) Рис. 12.5. Микроструктуры сплава AJ12, x 340: a —до модифицирования; б —после модифицирования М П а ; 8 = 1 0 - М З ; К 1с = 36 М П а - м 1/2; К С Г = 75 к Д ж /м 2. С плавы п ри м ен яю т д л я вы соконагруженных д еталей конструкций, р а б о т а ю щих в основном в условиях напряж ения сж атия (обш ивка, стрингеры , ш пан гоуты , лонж ероны сам олетов). Литейные алюминиевые сплавы . Х им и ческий состав и м еханические свойства некоторы х пром ы ш ленны х литейны х сплавов приведены в таб л . 12.4. О ни м арки рую тся буквам и А Л , что значит алю м иниевы е литейные. Д л я литейны х алю м иниевы х сплавов наиболее расп ро странена классиф икация по химическо м у составу (Al —Si, Al —Си и Al —Mg). Л учш им и л итейны м и свойствам и о б л ад а ю т сплавы A l- S i (силумины). В ы сокая жидкотекучесть, м ал а я усадка, отсутствие или низкая склонность к об разован и ю горячих трещ ин и хор о ш ая герм етичность силум инов объяс няю тся наличием б о л ьш о го количества эвтектики в структуре этих сплавов. В двойны х сплавах алю м и н и я с крем нием эвтектика состоит из твердого рас твора и кристаллов практически чистого крем ния (рис. 12.5, а), в легированны х силуминах (АЛ4 и др.) п о м и м о двойной им ею тся тройны е и более слож ны е эв тектики. П л о тн о сть больш инства силум инов 2650 к г/м 3-м е н ь ш е пл отн ости чистого ал ю м и н и я (2700 к г/м 3). О ни хорош о свариваю тся. Х орош о о б р аб аты ваю тся резанием то л ьк о силум ины , л еги ро ванны е м едью . М еханические свой ства зави сят о т хи м ического состава, технологии и зго товления (м одиф ицирования, способа л и тья и др.) и терм ической о б р аб о тки (см. табл. 12.4). В двойны х силум инах с увеличением содерж ания крем ния д о эвтектического состава сниж ается п ла стичность и повы ш ается прочность. П о явление в структуре сплавов крупных кристаллов первичного крем ния вы зы вает снижение прочности и пластично сти (рис. 12.6). Н есм о тр я н а увеличение раствори м ости крем ния в ал ю м и н и и от 0,05% при 200 °С д о 1,65% при эвтекти ческой тем пературе, двойны е сплавы не упрочняю тся терм ической обработкой. Э то объясняется вы сокой скоростью распада твердого раствора, которы й ча стично происходит уже при закалке, а такж е больш ой склонностью к коагу ляции стабильны х вы делений кремния. Е динственны м способом повы ш ения м е ханических свойств этих сплавов являет ся изм ельчение структуры путем м о д и ф ицирования. С илум ины обы чно м одиф ицирую т на трием , которы й в виде хлористы х Материалы с малой плотностью Рис. 12.6. Зависим ость механических свойств для модифицированного ( --------- ) и немодифицированного (--------) силумина от содер жания кремния и фтористых солей вводят в жидкий сплав в количестве 2—3% от массы спла ва. Помимо модифицирующего дей ствия натрий сдвигает эвтектическую точку в системе A I-S i в сторону боль ших содержаний кремния (рис. 12.7). Благодаря этому эвтектический по со ставу сплав (AJI2) становится доэвтектическим. В его структуре помимо мелко кристаллической эвтектики появляются первичные кристаллы мягкой пластич ной ф азы -твердого раствора (см. рис. 12.5,6). Все это приводит к увеличению пластичности и прочности (см. рис. 12 .6 , табл. 12.5). Модифицируют как двойные, так и легированные силумины, содержа щие более 5-6% Si. Для легирования си луминов часто используют Mg, Си, Мп, Ti; реже-N i, Zr, Сг и др. Растворяясь в алюминии, они повышают прочность и твердость силуминов. Кроме того, медь улучшает обрабатываемость реза нием, титан оказывает модифицирую щее действие. Медь и магний, обладая переменной растворимостью в алюми нии, способствуют упрочнению силуми нов при термической обработке, как правило, состоящей из закалки и искус ственного старения. Температура закал ки различных силуминов находится в пределах 515-535 °С, температура ста р ен и я-в интервале 150-180°С. Грубо кристаллическая структура литейных 215 сплавов требует больших выдержек при нагреве под закалку (5-10 ч) и при ста рении (10—20 ч). Переходные металлы, например, Мп, Ti, Zr, способствуют по лучению пересыщенных твердых раство ров при кристаллизации в условиях больших скоростей охлаждения, что вы зывает некоторое упрочнение сплавов при старении без предварительной за калки. Из легированных силуминов средней прочности наибольшее приме нение в промышленности нашли сплавы с добавками магния (AJ19), магния и марганца (AJ14). Наибольшее упрочне ние вызывает метастабильная фаза P'(Mg 2Si). Легированные силумины при меняют для средних и крупных литых деталей ответственного назначения: корпусов компрессора, картеров, голо вок цилиндров. Высокопрочный сплав AJI32, разрабо танный в МВТУ им. Н. Э. Баумана, предназначен для литья под давлением. Сплав обладает хорошими литейными свойствами, обрабатываемостью реза нием, свариваемостью и коррозионной стойкостью. Марганец и титан, а также большая скорость кристаллизации при литье под давлением способствуют по лучению метастабильной структуры при отливке деталей. Это дает возможность 50 ВО 70 80 90 t°c 660 as to i s id 1 1 1 г Рис. 12.7. Д и аграм м а состояния Al —Si 216 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении упрочнять отливки путем искусственно ские свойства: ств = 320 М П а; а 02 — 180 го старения без предварительной закал М П а; 5 = 9 % ; Н В 800. П ри последую ки. Упрочнение вы зы ваю т фазы щ ем искусственном старении происхо 0(СиА1г) и (3(Mg2Si). Наилучш им явля дит дальнейш ее упрочнение сплава, вы ется старение при 175 °С в течение 8 ч, зы ваем ое уже ф азой 0, так предел теку когда вы деляю тся м етастабильны е 0' и Р' чести увеличивается почти на 40% , ф азы ; при этом временное сопротивление достигая 250 М П а. Сплавы алю м иния увеличивается на 30—40 М П а, твердость с м едью использую т для деталей, рабо-, по Бринеллю — на 180 М П а. П ри изго таю щ их при тем пературах д о 300 °С. товлении деталей другими м етодам и С плавы системы A l- M g (АЛ8, АЛ27) литья сплав AJI32 подвергаю т полной об лад аю т высокой коррозионной стой упрочняю щ ей термической обработке — костью , прочностью , вязкостью и хоро закалке при 515 + 5 °С и старению , при шей обрабаты ваем остью резанием. Они 175 °С. Сплав AJ132 прим еняю т для л и не содерж ат в структуре эвтектики по тья под давлением нагруженных деталей, той же причине, что и сплавы системы например, блоков цилиндров, головок A l- С и , и характеризую тся невысокими блоков и других деталей автом обильны х литейными свойствами, пониженной двигателей. герметичностью и, кром е того, повы Сплавы системы A l- С и (АЛ7, АЛ 19) шенной чувствительностью к примесям Fe, Si, которые образую т в этих сплавах характеризую тся высокой прочностью при обычных и повышенных тем перату нерастворимые фазы, снижаю щ ие пла рах; они хорош о обрабаты ваю тся реза стичность сплавов. нием и свариваю тся. Вместе с тем из-за Д ля того чтобы предотвратить окис отсутствия эвтектики сплавы обладаю т ление, плавку и разливку двойных спла плохими литейными свойствами, им ею т вов алю м иния с м агнием (АЛ8) необхо низкую герметичность. К ак и деф орм и дим о вести под защ итны м и флю сами. руемые сплавы этой системы, они Легирование двойных сплавов Be, Ti, Z r имею т структуру твердого раствора, но не только устраняет их склонность отличаю тся повыш енным содержанием к окислению и росту зерна, но и меди (см. рис. 12.3, в). Эвтектика в дан торм озит естественное старение, вы зы ной системе (в отличие от силуминов) ваю щ ее снижение пластичности и вяз образуется при вы соком содержании кости сплавов. Наилучшие механические меди (33%), поэтом у имеет больш ое ко свойства сплавы А1 —M g приобретаю т личество твердой и хрупкой фазы после закалки от 530 °С, когда весь м аг 9(СиА12), вызываю щ ей хрупкость эвтек ний находится в твердом растворе. Сплавы систем A l- M g прим еняю т тических сплавов. Литейные и механиче для изготовления деталей, работаю щ их ские свойства сплавов алю миния с медью улучш аю тся в результате леги в условиях высокой влажности, в судо-, рования титаном и м арганцем (АЛ 19). самолето- и ракетостроении. И з них де М арганец, образуя пересыщенный л аю т детали приборов, вилки шасси твердый раствор при кристаллизации из и хвостового оперения, ш турвалы и жидкого состояния, способствует значи др. тельному упрочнению сплава. Во время Гранулированные сплавы. Гранулиро нагрева сплава под закалку наряду ванными назы ваю т сплавы, полученные путем компактирования из частиц (гра с растворением 0-фазы из твердого рас нул), отлитых со сверхвысокой ско твора вы падаю т мелкодисперсные ча стицы фазы А112М п2Си, увеличивающие ростью кристаллизации. Гранулы полу чаю т при кристаллизации в условиях прочность при обычных и повышенных скоростей охлаждения 103-1 0 боС/с. Та температурах. Например, после закалки кая скорость охлаждения достигается сплав АЛ 19 имеет следующие механиче различными методами, например, рас пылением жидкого металла струей чисI гого нейтрального газа. В зависимости 1 от давления газа и условий кристаллиI зации диаметр гранул колеблется от неI скольких микрометров до нескольких I миллиметров. Г ранулы, а следователь-1 но, и готовые полуфабрикаты (изделия) I имеют чрезвычайно мелкозернистую структуру и минимальную легкоустра нимую ликвацию. Но особенно больI шим достоинством гранулированных сплавов является метастабильное со стояние. При столь высоких скоростях " охлаждения при кристаллизации полу чаются пересыщенные твердые рас творы с концентрацией, в 2,5-5 раз пре| восходящей предельную растворимость компонентов в равновесных условиях. Такие твердые растворы называют ано мально пересыщенными. Степень пере1 сыщения возрастает в соответствии с I расположением металлов в ряду Сг, V, Мп, Ti, Zr. В процессе технологических операций горячего компактирования сплавов (400-450 °С) из пересыщенного твердого раствора выпадают дисперсные частицы интерметаллидных фаз (А16Мп, А17Сг, Al3Zr и др.), которые повышают темпе ратуру рекристаллизации (рис. 12.8), уве личивают прочность при обычных (рис. 12.9) и повышенных температурах. Большой интерес представляют гра нулированные сплавы алюминия с эле ментами, практически нерастворимыми в нем в равновесных условиях и сильно I I I I Рис. 12.8. Влияние легирующих элементов на температуру рекристаллизации прес сованных прутков, полученных из гранул легирующий элемент Рис. 12.9. Зависимость механических свойств прессованных прутков, полученных из гра нул, от содержания легирующих элементов отличающимися от алюминия по плот ности. Такие сплавы имеют гетероген ную структуру, представляющую собой алюминиевую матрицу с равномерно распределенными дисперсными (из-за высокой скорости кристаллизации) включениями второй фазы. В сплавах, легированных сравнительно тугоплавки ми металлами (Fe, Ni, Со), такими фаза ми будут интерметаллиды. Они эффек тивно упрочняют сплавы. В сплавах с такими легкоплавкими металлами, как 218 Материалы, применяемые в машине- и приборостроении Sn, РЬ, в алюминии будут присутство вать дисперсные включения чистых ме таллов, соответственно, Sn, РЬ. Эти сплавы обладаю т хорошими антифрик ционными свойствами (см. п. 10.4). Стандартные деформируемые сплавы типа дуралюминов (Д16) в гранулиро ванном варианте имеют дополни тельный эффект упрочнения из-за нали чия дисперсных частиц интерметаллидных фаз переходных металлов и нерастворимых фаз. При повышенном содержании переходных металлов ст„ достигает 800 МПа. 12.2. Сплавы на основе магния Свойства магния. М агний-металл сере бристо-белого цвета. Он не имеет поли морфных превращений и кристаллизуется в плотноупакованной гексагональной решет ке с периодами а = 0,3202 нм, с = 0,5199 нм. Магний и его сплавы отличаются низкой плотностью (см. табл. 1.5), хорошей обра батываемостью резанием и способностью воспринимать ударные и гасить вибра ционные нагрузки. Теплопроводность магния в 1,5, а электропроводимость —в 2 раза ниже, чем у алюминия. Примерно в 1,5 раза мень ше, чем у алюминия, и его модуль нормаль ной упругости. Однако они близки по удель ной жесткости. В зависимости от содержания примесей установлены следующие марки магния (ГОСТ 804-72): Мг96 (99,96% Mg), Мг95 (99,95% Mg), Мг90 (99,90% Mg). При меси Fe, Si, Ni, Си понижают и без того низ кие пластичность и коррозионную стойкость (см. п. 14.1). При нагреве магний активно окисляется и при температуре выше 623 °С на воздухе воспламеняется. Это затрудняет плавку и разливку магния и его сплавов. По рошок, тонкая лента, мелкая стружка магния представляют большую опасность, так как самовозгораются на воздухе при обычных температурах, горят с выделением большого количества теплоты и излучением ослепи тельно яркого света. Литой магний имеет крупнокристалличе скую структуру и низкие механические свойства: ств = 110 -f-120 МПа; сго.г = = 20 ч- 30 МПа; 6 = 6 ч- 8% ; НВ 300. Моди фицирование цирконием и пластическая де формация, приводящие к измельчению структуры, несколько улучшают механиче ские свойства: о , = 260 МПа; S = 9 % (холод нокатаный лист). Отжиг для снятия наклепа проводят при температуре 330-350 °С, в ре зультате чего магний имеет следующие свой ства: ств = 190 МПа; ст0 2 = 98 МПа; 5 = = 15 -г 17% ; НВ 400. Наклеп для упрочне ния магния применяют редко, так как он вы зывает возникновение развитой текстуры де-. формации и анизотропии свойств. Низкая пластичность магния при темпера туре 20-25 °С объясняется тем, что в метал лах с гексагональной кристаллической ре шеткой скольжение происходит только по базисным плоскостям. Повышение темпера туры приводит к появлению новых плоско стей скольжения и двойникования и, как следствие, к увеличению пластичности. В связи с этим обработку давлением магния проводят при температуре 350-450° в со стоянии наибольшей пластичности. Чистый магний из-за низких механических свойств как конструкционный материал практически не применяется. Он использует ся в пиротехнике, в химической промышлен ности для синтеза органических препаратов, в металлургии различных металлов и спла вов-как раскислитель, восстановитель и ле гирующий элемент. Общая характеристика и классифика ция магниевых сплавов. Достоинством магниевых сплавов является высокая удельная прочность. Временное сопро тивление отдельных сплавов достигает 250-400 М Па при плотности менее 2 • 103 кг/м3 (табл. 12.5). Основными ле гирующими элементами магниевых сплавов являются Al, Zn, Мп. Для до полнительного легирования используют цирконий, кадмий, церий, ниодим и др. Механические свойства сплавов магния при температуре 20-25 °С улучшаются при легировании алюминием, цинком, цирконием (рис. 12.10), при повышен ной-добавкой церия, ниодима и осо бенно тория (рис. 12.11). Цирконий и це рий оказывают модифицирующее дей ствие на структуру сплавов магния. Особенно эффективно модифицирует цирконий. Добавка 0,5-0,7% Zr умень шает размер зерна магния в 80-100 раз. Это объясняется структурным и раз мерным соответствием кристаллических Материалы с малой плотностью Легирующий элемент, % Рис. 12.10. Влияние легирующих элементов на механические свойства магния при 20 °С (прессованные прутки) j решеток Mg и Zr, (ГПУ с а — 0,3223 нм; ' с = 0,5123 нм). Кроме того, цирконий и марганец способствуют устранению или значительному уменьшению влия ния примесей железа и никеля на свой ства сплавов. Они образуют с этими , элементами промежуточные фазы боль шой плотности, которые при кристалли зации выпадают на дно тигля, очищая НВ Легирующ ий элемент Рис. 12.11. Влияние легирующих элементов на твердость магния при 250°С 219 тем самым сплавы от вредных приме сей. Увеличение растворимости легирую щих элементов в магнии с повышением температуры (рис. 12.12) дает возмож ность упрочнять магниевые сплавы с помощью закалки и искусственного старения. Однако термическая обработ ка магниевых сплавов затруднена из-за замедленных диффузионных процессов в магниевом твердом растворе. Малая скорость диффузии требует больших выдержек при нагреве под закалку (до 16— 30 ч) для растворения вторичных фаз. Благодаря этому такие сплавы можно закаливать на воздухе, они не склонны к естественному старению. При искусственном старении необходимы высокие температуры (до 200 °С) и боль шие выдержки (до 16-24 ч). Наиболь шее упрочнение термической обработ кой достигается у сплавов магния, леги рованных неодимом. В этом случае при распаде пересыщенного твердого рас твора в зависимости от температуры и времени старения могут образоваться зоны Гинье - Престона, метастабильные и стабильные упрочняющие фазы, тог да как в некоторых других сплавах (на пример, сплавах системы M g-A l-Z n) при старении сразу появляются ста бильные фазы. Временное сопротивление и особенно предел текучести магниевых сплавов значительно повышаются с помощью термомеханической обработки, которая состоит в пластической деформации за каленного сплава перед его старением. Из других видов термической обра ботки к магниевым сплавам применимы различные виды отжига: гомогенизация, рекристаллизационный отжиг и отжиг для снятия остаточных напряжений. Для деформируемых сплавов диффузионный отжиг совмещают с нагревом для горя чей обработки давлением. Температура рекристаллизации магниевых сплавов в зависимости от их состава Находится в интервале 150-300°С, а рекристаллизационного отжига-соответственно в 220 Материалы, применяемые « машина- и приборостроении t? c V Ш 3 600 - J S / J J V 580° 500 M № S r 5,0 f V 436° *%0° 12,1 ’ 300 if 200 100 ' / / I ! / . О , ■, ...... 1________1_______ — 2 if В 8 10 12 14 Легирующий элемент, % Рис. 12.12. Растворимость легирующих эле ментов в магнии интервале 250-350 °С. Более высокие температуры вызывают рост зерна и понижение механических свойств. О т жиг для снятия остаточных напряжений проводят при температурах ниже темпе ратур рекристаллизации. Магниевые сплавы хорошо обрабаты ваются резанием (лучше, чем стали, алюминиевые и медные сплавы), легко шлифуются и полируются. Высокие ско рости резания и небольшой расход энергии способствуют снижению стои мости обработки резанием деталей из магниевых сплавов по сравнению с дру гими сплавами. Они удовлетворительно свариваются контактной роликовой и дуговой сваркой. Дуговую сварку реко мендуется проводить в защитной среде из инертных газов. Прочность сварных швов деформируемых сплавов соста вляет 90% от прочности основного ме талла. К недостаткам магниевых сплавов, наряду с низкой коррозионной стой костью и малым модулем упругости, следует отнести плохие литейные свой ства, склонность к газонасьпцению, окислению и воспламенению при их приготовлении. Небольшие добавки бе риллия (0,02-0,05%) уменьшают склон ность к окисляемости, кальция (до 0,2%)- к образованию микрорыхлот в отливках. Плавку и разливку м аг ниевых сплавов ведут под специальны ми флюсами. По технологии изготовления м аг ниевые сплавы подразделяют на ли тейные (MJ1) и деформируемые (МА); по механическим сво й ствам -н а сплавы невысокой и средней прочности, высоко прочные и жаропрочные; по склонности к упрочнению с помощью термической об р аб о тки -н а сплавы, упрочняемые и неупрочняемые термической обработ кой. Для повышения пластичности м аг ниевых сплавов их производят с пони женным содержанием вредных примесей Fe, Ni, Си (повышенной чистоты). В этом случае к марке сплава доба вляют строчные буквы «пч», например, МЛ5пч или МА2пч. Деформируемые магниевые сплавы. Химический состав (ГОСТ 14957-76) и типичные механические свойства неко торых деформируемых сплавов предста влены в табл. 12.5. Среди деформи руемых сплавов наибольшей про чностью обладают сплавы магния с алюминием и сплавы магния с цин ком, легированные цирконием, кадмием, серебром, редкоземельными металлами. Сплавы магния с алюминием содер жат ОД-1,5 % Zn (МА5). Алюминий и цинк обладают высокой раствори мостью в магнии. Повышение их содер жания в сплаве приводит к увеличению прочности сначала в результате увели чения концентрации твердого раствора, а затем благодаря появлению вто ричных фаз Mg4Al3 и Mg3Z n3Al2. Одна ко в промышленные сплавы не вводят более 10% А1 и более 6% Zn, так как большое количество промежуточных фаз вызывает снижение пластичности. С понижением температуры концентра ция твердого раствора уменьшается (см. рис. 12.12), что дает возможность упроч нять сплавы с помощью закалки и ста рения. Сравнительно небольшой эффект упрочнения (около 30%) этих сплавов объясняется тем, что при распаде твер дого раствора образуются сразу ста бильные фазы с относительно большим 221 М ат ериалы с малой плот ностью АБЛИЦА 12.S. Химический состав и механические свойства магниевых сплавов Содержание элементов (остальное Mg), % Сплав Mn Zn Al Прочие Механические свойства ц стод МПа 5, % 320 280 220 140 14 10 350 380 300 330 9 5 255 255 120 155 6 5 270 200 160 95 6 8 200 95 6 210 130 3 Деформир уемые сплав!,1 (ГОСТ 14957--76) МА5* МАП* 0 ,1 5 -0 ,5 1 ,5 -2 ,5 0 ,2 - 0 ,8 7 ,8 -9 ,2 — — МАИ* МА19* _ — 5 -6 5 ,5 - 7 — — _ 2 , 5 - 4 Nd 0 ,1 -0 ,2 5 Ni 0 ,3 - 0 ,9 Zr 0 .5 - 1 Zr 0 ,2 - 1 Cd 1 ,4 - 2 Nd Литеш 4ые сплавы 1ГОСТ 2 8 5 6 -7 9 М Л 5* М Л8‘* МЛ 12* МЛ9 млю М Л 15 0 ,1 5 -0 ,5 — 0 ,2 -0 ,8 5 ,5 -6 ,6 7 ,5 - 9 ■— — 4 -5 — — — — — 0 ,1 - 0 ,7 — — 4 -5 — _ 0 ,7 -1 ,1 Zr, 0 ,2 - 0 ,8 Cd 0 ,6 -1 ,1 Zr 0 ,4 - 1 Zr, 0 ,2 - 0 ,8 Y 1 ,9 -2 ,6 Nd 0 ,4 - 1 Zr. 2 ,2 - 2 ,8 Nd 0 ,7 -1 ,1 Zr, 0 ,6 - 1 ,2 La * Свойства приведены после закалки и старения • для других литых —в литом состоянии. асстоянием между частицами. Причем прочняющие фазы в этих сплавах бладают большой склонностью к коауляции, которая начинается до достисения полного распада пересыщенного вердого раствора. Цинк и алюминий придают сплавам орошую технологическую пластич| ость, что позволяет изготовлять из них I ованые и штампованные детали слож! ой формы (например, крыльчатки ! жалюзи капота самолета). Для устраj ения вредного влияния железа сплавы 1 ополнительно легируют марганцем. | "плавы с низким содержанием алюмиия и поэтому небольшим количеством I торичных фаз в структуре даю т незна! ительное упрочнение при закалке и стаI ении. Они применяются в горячепресI ованном или отожженном состояниях. ! 'плавы с высоким содержанием алюмиI ия, дополнительно легированные сереб ром и кадмием (МАЮ), обладают самой высокой прочностью (ст„ = 430 МПа) и удельной прочностью (24 км) среди магниевых сплавов. Кадмий неограниченно растворяется в магнии и не образует собственных фаз в сплавах магния с алюминием. Легируя твердый раствор, кадмий повышает ме ханические свойства и технологическую пластичность сплавов. Серебро обла дает хотя и ограниченной, но значитель ной (15,5% по массе) растворимостью в магнии. Высокая прочность этих спла вов объясняется наличием высоколеги рованного алюминием, серебром и кад мием твердого раствора и большого количества упрочняющей фазы Mg4Al3. Высокопрочные сплавы магния с цин ком дополнительно легируют цирко нием (МА14), кадмием, РЗМ (МА15, МА19 и др.). Магний образует с цинком твердый раствор, концентрация которо 222 Материалы, применяемые в машине- и приборостроении го с повышением температуры увеличи вается и достигает предельного значе ния (8,4%) при эвтектической температу ре. Увеличение содержания цинка в сплавах приводит к резкому повыше нию прочности и некоторому улучше нию пластичности в результате леги рования твердого раствора. Появление в структуре сплавов интерметаллидной фазы M gZn2 ведет к дальнейшему упрочнению и снижению пластичности. Для того чтобы сохранить пластичность на допустимом уровне, содержание цин ка в промышленных сплавах ограничи вают 5-6% . Цирконий оказывает рафинирующее и модифицирующее действие. Вступая в соединение с водородом, цирконий уменьшает пористость. Измельчая структуру сплавов магния с цинком, цирконий вызывает повышение времен ного сопротивления и особенно предела текучести, пластичности. Полной упроч няющей термической обработке эти сплавы обычно не подвергают, так как при нагреве под закалку снимается на клеп, полученный полуфабрикатами при прессовании, штамповке; упрочнение при старении настолько мало, что не обеспечивает уровня исходных свойств. Большой эффект дает старение, прове денное непосредственно после прессова ния (штамповки). Недостатками сплавов являются сложность приготовления, обусловлен ная низкой растворимостью циркония в жидком магнии, склонность к образо ванию трещин, затрудняющих горячую прокатку и сварку сплавов. Сплавы при меняют для несвариваемых сильно на груженных деталей (обшивки самолетов, деталей грузоподъемных машин, авто мобилей, ткацких станков и др.). Кадмий в сплавах магния с цинком не образует промежуточных фаз. Легируя твердый раствор, он повышает проч ность и пластичность сплавов этой си стемы. Редкоземельные металлы допол нительно увеличивают прочностные характеристики в результате образова ния промежуточных интерметаллидных фаз. Литейные магниевые сплавы. По хи мическому составу многие литейные сплавы магния близки к деформи руемым (см. табл. 12.5). Преимуществом литейных сплавов перед деформируемы ми является значительная экономия ме талла при производстве деталей, по скольку высокая точность размеров и хорошая чистота поверхности отливок почти исключают их обработку реза нием. Однако из-за грубозернистой ли той структуры они имеют более низкие механические свойства, особенно пла стичность. Улучшение механических свойств литейных сплавов достигается различными способами: перегревом, модифицированием, гомогенизацией от ливок, а также применением особо чистых шихтовых материалов при при готовлении сплавов. Перегрев дает хо рошие результаты в сплавах с алюми нием, выплавленных в железных тиглях. В результате взаимодействия алюминия с железом образуются частицы соедине ния FeAl3, которые являются' дополни тельными центрами кристаллизации. Для модифицирования используют цирконий, магнезит, мел. При гомогени зации происходит растворение грубых интерметаллидных фаз, охрупчивающих сплавы. Механические свойства литейных маг ниевых сплавов в основном находятся на уровне свойств литейных алюми ниевых сплавов, но, обладая меньшей плотностью, магниевые сплавы превос ходят их по удельной прочности. Наибольшее применение нашли сплавы системы M g -A l-Z n , особенно сплавы с повышенным содержанием алюминия. Для сплавов этой системы характерен более широкий, чем у алю миниевых сплавов, интервал кристалли зации. В результате они обладают пони женной жидкотекучестью, усадочной по ристостью (рыхлота) и низкой герме тичностью, склонностью к образо ванию горячих трещин. С увеличе- Материалы с малой плотностью ием содержания алю миния литеиные зойства сначала ухудшаются, поскольIу увеличивается интервал кристаллизаии, а затем, при проявлении неравнозсной эвтектики-улучш аю тся; повы| (аются прочностные характеристики. >днако из-за больш ого количества инф м еталлидны х фаз, в том числе и эвяетических (рис. 12.13), сплавы с больим содержанием алю миния обладаю т униженной пластичностью. Наилучшее эчетание литейных и механических юйств имеют сплавы, содержащие 5-10% Al (MJ15, MJI6). Небольшие до1вки цинка способствуют улучшению I ;хнологических свойств. Гомогенизаа я при 420 °С (12-24 ч) и закалка от гой температуры способствуют повыению прочности и пластичности. I следствие малой скорости диффузии тюминия в магнии сплавы закали1ю тся при охлаждении на воздухе. | тарение при 170-190°С дополнительно ю выш ает временное сопротивление особенно предел текучести сплавов. М алая плотность магниевых сплавов, в отдельных случаях высокая удельная точность, способствуют их широкому эименению в самолетостроении (кор/са приборов, насосов, коробок пере14, фонари и двери кабин и др.), ракет>й технике (корпуса ракет, обтекатели, шливные и кислородные баки, стаби1заторы), конструкциях автомобилей, 223 особенно гоночных (корпуса, колеса, помпы и др.), в приборостроении (кор пуса и детали приборов). Вследствие м алой способности к поглощению те пловых нейтронов их используют в атомной технике (см. п. 14.5) в резуль тате высокой демпфирующей способно с т и -п р и производстве кожухов для электронной аппаратуры. Более высокими технологическими и механическими свойствами при 20-25 °С и повышенных температурах обладаю т сплавы магния с цинком и цирконием .(MJ112), а также сплавы, дополнительно легированные кадмием (М Л 8), РЗМ (МЛ9, М Л 10). РЗМ улуч ш аю т литейные свойства. Они снижают склонность сплавов к образованию го рячих трещин и пористости, увеличи ваю т прочность при обычных и повы шенных температурах. Цирконий значи тельно измельчает крупнозернистую структуру отливок, способствует очист ке сплавов от вредных примесей, а так же благоприятно влияет на свойства твердого раствора, повышает темпера туру рекристаллизации. Кадмий улуч ш ает механические и технологические свойства. Высокопрочные литейные сплавы применяют для нагруженных де талей самолетов и авиадвигателей (кор пусов компрессоров, картеров, ферм шасси, колонок управления и др.). 12.3. Неметаллические материалы [с. 12.13. Микроструктура сплава MJ15 в том состоянии, х 340 Общая характеристика и классифика ция пластмасс. Пластическими массами или просто пластмассами называю т м а териалы, изготовленные на основе поли меров. Состав композиций разнообра зен : простые пластмассы - это поли меры без добавок, сложные пласт м а с с ы -э т о смеси полимеров с раз личными добавками (наполнители, ста билизаторы, пластификаторы и др.). Наполнит ели добавляю т в количестве 40-70% (по массе) для повышения меха нических свойств, снижения стоимости и изменения других параметров. Напол- 224 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении нители-это органические и неорганиче ские вещества в виде порошков (древес ная мука, сажа, слюда, S i0 2, тальк, ТЮ2, графит), волокон (хлопчатобу мажные, стеклянные, асбестовые, поли мерные), листов (бумага, ткани из раз личных волокон, древесный шпон). Стабилизаторы -различные органиче ские вещества, которые вводят в количе стве нескольких процентов для сохране ния структуры молекул и стабилизации свойств. Под влиянием окружающей среды происходит как разрыв макромо лекул на части, так и соединение макро молекул друг с другом поперечными связями. Изменения исходной струк туры макромолекул составляют сущ ность старения пластмасс, которое не обратимо снижает прочность и долго вечность изделий. Добавки стабилизато ров замедляют старение. Пластификаторы добавляют в коли честве 10-20% для уменьшения хрупко сти и улучшения формуемости. Пласти фикаторами являются вещества, ко торые уменьшают межмолекулярное взаимодействие и хорошо совмещаются с полимерами. Часто пластификаторами служат эфиры, а иногда и полимеры с гибкими молекулами. Специальные добавки—смазочные ма териалы, красители, добавки для умень шения статических зарядов и горючести, для защиты от плесени, ускорители и замедлители отверждения и другиеслужат для изменения или усиления какого-либо свойства. Отвердители в количестве нескольких процентов добавляют к термореак тивным пластмассам для отверждения. При этом между макромолекулами воз никают поперечные связи, а молекулы отвердителя встраиваются в общую молекулярную сетку. В качестве отвердителей используют органические перекиси и другие вещества, серу (в резинах). Основой классификации пластмасс служит химический состав полимера. В зависимости от полимера пластмассы разделяют на фенолоформальдегидные (фенопласты), эпоксидные, полиамид ные, полиуретановые, стирольные и др. Применение пластмасс как конструк ционных материалов экономически це лесообразно. По сравнению с металла ми переработка пластмасс менее тру доемка, число операций в несколько раз меньше и отходов получается немного. Пластмассовые детали, как правило, не нуждаются в отделочных операциях. Характерными особенностями пласт масс являются малая плотность (1-2 т/м 3), а у пенопластов от 0,015 до 0,8 т/м 3; высокая химическая стойкость, хо рошие электроизоляционные свойства, невысокая теплопроводность [0,2-0,3 Вт/(м-°С)] и значительное тепловое расширение, в 10-30 раз больше, чем у обычных сталей. Преимущества пласт масс в сочетании с удобством перера ботки обеспечили им применение в ма шиностроении, несмотря на ограничен ную теплостойкость, малую жесткость и небольшую вязкость по сравнению с металлами. Механические свойства термопла стичных пластмасс. Термопластичные пластмассы (термопласты) в отличие от термореактивных нашли более широкое применение и производятся в больших количествах. Значительная часть термо пластичных полимеров перерабатывает ся в пленку, волокна и изделия из во локна, которые трудно или вовсе невоз можно изготовить из термореактивных полимеров. Под нагрузкой полимеры ведут себя как вязкоупругие вещества, а их дефор мация является суммой трех слагаемых: упругой деформации, высокоэластичной деформации и деформации вязкого те чения. Соотношения между составными частями деформации непостоянны и за висят как от структуры полимера, так и от условий деформирования и темпе ратуры. Поведение пластмассы под нагрузкой имеет очень сложный характер. Стан- Материалы с малой плотностью Рис. 12.14. Диаграммы растяжения пласт масс. Заштрихованная область —допусти мые нагрузки и удлинения: i — вязкие аморфные и кристаллические термо пласты; 6 — хрупкие термопласты; термопласты с молекулами, ориентированными вдоль йаправления растяжения, и реактопласты ш ртны е испытания на растяжение i удар д аю т приближенную оценку м е ханических свойств. Э та оценка спра ведлива лиш ь для конкретных условий 1спы тания (определенная скорость наружения, тем пература, состояние образца). При других условиях испыташ я результаты окажутся другими. И з менения внешних условий и скоростей сф орм и ровани я, которы е совсем не о т ражаются на механических свойствах металлических сплавов, резко изм еняю т механические свойства терм оплатичных полимеров и пластмасс. Чувтви тел ьн ость механических свойств ерм опластов к скорости деф орм ировашя, времени действия нагрузки, тем пе ратуре, структуре является их типичной кюбенностью. С теклообразны е терм опласты при >астяжении, как правило, сильно вытяиваются. П ри разры ве остаточная деIэормация составляет десятки и сотни ф оцентов. Э та деф орм ация называется (ынужденной вы сокоэластичной; она ю зникает в результате вытягивания крученных м акромолекул под дейтвием нагрузки. При растяжении матеж ал начинает течь, в образце появляетя шейка. Пластическое течение образца (а участке тп (рис. 12.14) есть не что (ное, как постепенное распространение иейки на весь образец. П ри разры ве образца вынужденная высокоэластичная 8 Под ред. Б. Н. Арэамасова 225 деф орм ация не падает д о нуля, так как в стеклообразном состоянии растянутые м акром олекулы не м огут скручиваться и сохраняю т полученную вытяжку. Чем больш е м олекулярная масса полимера, тем больш е общ ая деф орм ация перед разры вом . С ходная картина наблю дает ся при растяжении кристаллических по лимеров. П ри пластическом течении кристаллического полимера исходная кристаллическая структура заменяется новой, в которой кристаллы им ею т дру гую форму и преимущ ественно одина ковую ориентацию . Э тот процесс назы вается рекрист аллизацией. Рекристалли зация состоит из трех последовательных этапов: разруш ения кристаллов под действием напряжения; вы тягивания молекул по направлению растягиваю щей силы на участке с разруш енными кристаллам и; появления новых кристал лов между параллельно располож енны ми м акром олекулам и. Н овые кристаллы закрепляю т полученную высокоэластич ную деформ ацию , поэтому вы тяж ка со храняется после снятия нагрузки. Т ер мопластичные пластмассы с ориентиро ванной м олекулярной структурой при растяжении вдоль направления ориента ции не обнаруж иваю т пластического те чения. В этом случае д и аграм м а растя жения имеет вид, показанный на рис. 12.14, а удлинение не превы ш ает десятков процентов. 6в, МПа Рис. 12.15. Зависимость прочности пластмасс от температуры: I —полиэтилен; 2 — поливинилхлорид; 3 —фторопласт-4; 4 — полиимид; 5 —полиамид 226 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Особенности механических свойств термопластов рассмотрены ниже. 1. Зависимость от температуры. При нагреве уменьшается прочность (рис. 12.15), пластмассы становятся бо лее вязкими и склонными к ползучести. Вблизи температуры стеклования (или температуры кристаллизации для кри сталлических термопластов) теряется несущая способность. Полиэтилен, по листирол, поливинилхлорид при темпе ратурах ниже 100 °С теряют прочность так сильно, что их нельзя использовать как конструкционные материалы уже и при 50 °С. При охлаждении ниже 25 °С про чность растет, но одновременно увели чиваются хрупкость и чувствительность к надрезам (рис. 12.16). 2. Зависимость от длительности на гружения. При длительном действии на грузки уменьшается прочность (рис. 12.17), появляется остаточная де формация. Эта деформация предста вляет собой вынужденную высокоэла стичную деформацию. При статическом нагружении в течение года временное сопротивление понижается вдвое. 3. Зависимость от скорости деформи рования. При увеличении скорости де формирования повышается жесткость пластмасс, так как не успевает разви ваться высокоэластичная деформация, йЪ'КДж/м2 Рис. 12.16. Зависимость ударной вязкости от температуры и остроты надреза: 1 — поливинилхлорид, г — 2 м м ; 2 — то же, г = = 0,25 мм; 3 органическое стекло без надреза; 4 —то же, г = 0,25 мм 1)в, МПа Рис. 12.17. Зависимость прочности пластмасс от времени нагружения: 1 —полистирол; 2 — сополимер стирола АБС; 3 — поливинилхлорид; 4 —органическое стекло; 5 — полизтилентерефталат с 30% стеклянного волокна; б — стеклотекстолит на эпоксидной основе (для сравнения) и возрастает склонность к хрупкому разрушению. 4. Зависимость от структуры. Пласт массы с ориентированной молекулярной структурой анизотропны. Вытяжка тер мопластов в 2-4 раза увеличивает их прочность вдвое. Прочность максималь на вдоль ориентированных вытянутых молекул, а в поперечном направле нии - уменьшена. Ориентация моле кул-одна из причин растрескивания из делий, особенно под влиянием неко торых растворителей и других активных сред. В кристаллических полимерах механи ческие свойства зависят от степени кри сталлизации. Чем она больше, тем вы ше прочность и жесткость. У некоторых полимеров при увеличении степени кри сталлизации свыше 85 % проявляется хрупкость. Модули упругости термопластичных полимеров и пластмасс в 10-100 раз меньше, чем у металлов и керамики. Наиболее жесткие полистирол и органи ческое стекло при 25 °С имеют модули упругости соответственно 3,5 • 103 и 3,3 • 103 МПа, а наименее жесткий поли этилен имеет модуль упругости всего 1,8 • 103 МПа, да и то при —50 °С. Прочность термопластов находится Материалы с малой плотностью I з пределах 10-100 М Па. Этого вполне I достаточно для многих целей, несмотря j да то, что допускаемые напряжения не 1 1 ревыш аю т 10 М Па. Термопластичные I тластмассы хорош о сопротивляются I усталости, а долговечность пластмасс I зыше, чем у многих сталей и сплавов. IПредел выносливости равен 0,2-0,3 вреI генного сопротивления. Однако, когда I нагрузка изменяется с частотой выше 20 I Гц, пластмассы разруш аю тся быстро I дз-за поглощения энергии, разогрева I I уменьшения прочности. Общими недостатками пластмасс являются невысокая теплостойкость, неггабильность свойств из-за старения, лолзучесть под действием нагрузки. Чем выше значения и г,ф, тем лучше зказывается теплостойкость. Механические свойства термопластов /лучшаются при использовании в каче с т в е наполнителя 20-30% стеклянного I золокна. При этом сохраняется возмож ность переработки термопластов с ис! лользованием литья под давлением л экструзии. Наполненные пластмассы этличаются высокой стабильностью эазмеров под действием нагрузки, по вышенной прочностью, но хуже сопро тивляются ударам. Механические свойства термопластов «м еняю тся под влиянием окружающей :реды: атмосферного старения под дейггвием влаги, света и кислорода воздуса. Условия атмосферного старения ти1 ичны для многих изделий из волокон, тленки, а также массивных изделий. Хорошую стойкость против старения «меет органическое стекло, болыиин;тво термопластов также достаточно /стойчивы, хотя их прочность и уменьлается. Полиэтилен наименее стоек: за 1ва-три года сильно разрушается, осо бенно на солнечном свету под дейггвием ультрафиолетовых лучей. Для замедления старения полиэтилена при меняют особые противостарители. Их используют для сохранения естествен ного цвета и светопрозрачности м ате риала. Добавки сажи (2-3% ) также за 8* 227 медляю т скорость старения примерно в 30 раз, преобразуя жесткое ультрафио летовое излучение в неопасное тепло вое. Термопласты, как правило, не взаимо действуют с водой и не изменяют меха нические свойства под действием влаги. Исключением являются полиамиды, способные поглотить от 3 до 10% Н 20 . Д ля них вода является своеобразным пластификатором, снижающим проч ность и увеличивающим сопротивление удару (табл. 12.6). Водяной пар (выше 100 °С) разрушает полиамиды, поэтому изделия изготовляю т из сухого м ате риала, а затем они в течение нескольких суток поглощ ают влагу из атмосферы до насыщения. Насыщенное состояние достаточно устойчиво и м ало изменяет ся даже при колебаниях влажности воз духа. В своем большинстве термопласты нечувствительны к топливу и см а зочным материалам и в контакте с ни ми прочность не снижают. При выборе термопластов учитывает ся их горючесть. Как правило, терм о пласты самозатухаю т после удаления из пламени. При их горении выделяются различные вредные вещ ества-Н С1 и др. Одним из самых огнеопасных полиме ров является полистирол и, особенно, пористые пластмассы на его основе. В необходимых случаях горючесть пластмасс уменьшают специальными добавками. Механические свойства термореак тивных пластмасс. Термореактивные пластмассы (реактопласты) получают на основе эпоксидных, полиэфирных, по лиуретановых, фенолоформальдегидных и кремнийорганических полимеров. Пластмассы применяют в отвержден ном виде; они имеют сетчатую структу ру и поэтому при нагреве не плавятся, устойчивы против старения и не взаи модействуют с топливом и смазочными материалами. Термореактивные пласт массы нерастворимы, способны лишь набухать в отдельных растворителях, 228 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении ТАБЛИЦА 12.6 Свойства термопластичных пластмасс Максимальи Материал Полиэтилен: низкой плотности (<.0,94 т/м ') высокой плотности (>0,94 т/м ') Полипропилен Полис I ирол АБС (ацетобу I иратстирол) Поливинилхлорид: жесткий пластикат Фгоропласт-4 Фторопласт-3 Органическое стекло Поликарбонат: без наполнителя с 30% волокна Капрон: сухой насыщенный водой сухой + 30 % волокна насыщенный водой+ 30% волокна Эпоксидный пластик + 65 % стеклянной ткани (для сравнения) ст„, МПа 6, % «**>' кДж/м- температур эксилуатаии (без нагрузки) 10-18 18-32 26-38 40-6 0 30-55 300- 1000 Не ломается 100-600 5 -2 0 700-800 3 -15 3 -4 2 15-30 8 -4 0 60-75 70-80 100 50-70 75-85 50-65 10-40 20-40 37 80 20-50 2 -4 50-350 Не ломается 250-500 16 160-190 8 -1 0 2 5 -6 65-85 50-55 250 150 65-90 60-65 90 8 0 - 120 3,5 20-30 8 135 145 75-85 35-50 180 100-125 60 500 50-130 160-250 3 4 4 ~2,5 3 -1 0 >45 12 18 >1,8 80-100 — 100-130 — ■ — 130 * По ГОСТ 4647-80. водостойки и поглощают не более димые давления велики- в пределах 0,1-0,5% Н 20 . 10—100 МПа, поэтому размеры изделий Все полимеры при отверждении дают ограничены техническими возможностя усадку; она минимальна у эпоксидных ми прессового оборудования. Все тер полимеров (0,5-2%) и особенно велика мореактивные полимеры после отвер у полиэфиров ( ~ 10%). Для уменьшения ждения имеют низкую ударную вяз усадки и повышения прочности ис кость и поэтому используются с напол пользуют наполнители и регулируют нителями. Преимуществом наполненных термо условия отверждения. Отверждение эпоксидных и полиэфирных пластмасс реактивных пластмасс является боль не связано с выделением побочных ве шая стабильность механических свойств ществ, поэтому при изготовлении изде и относительно малая зависимость от лий нет надобности в больших давле температуры, скорости деформирования ниях. Эти пластмассы пригодны для и длительности действия нагрузки. Они изделий больших размеров. Если при более надежны, чем термопласты. При отверждении выделяются низкомолеку испытаниях на растяжение материалы лярные вещества (например, у фенопла разрушаются без пластического течения стов), то изделия получают под давле и образования шейки (см. рис. 12.14). нием во избежание образования вред Верхняя граница рабочих температур ной пористости и других дефектов. При реактопластов определяется термичес переработке фенолоформальдегидных и кой устойчивостью полимера или на некоторых других пластмасс необхо полнителя (меньшей из двух). Несмотря М а т ер и а лы с м а л о й плот ност ью на понижение прочности и жесткости при нагреве, термореактивные пласт массы имеют лучшую несущую способ ность в рабочем интервале температур, и допустимые напряжения (15 —40 М Па) для них выше, чем для термопластов. Важными преимуществами термореак тивных пластмасс являются высокие удельная жесткость E /(p g ) и удельная прочность o J ( p g ) . По этим показателям механических свойств реактопласты со стеклянным волокном или тканями пре восходят многие стали, сплавы титана и сплавы алюминия. Термореактивные порошковые пластмассы наиболее одно родны по свойствам. Такие пластмассы хорош о прессуются и применяются для наиболее сложных по форме изделий. Н едостаток порошковых п л астм асс-п о ниженная ударная вязкость (табл. 12.7). Волокниты - это пластмассы, в ко торых наполнителем являются волокна. Они отличаются повышенной проч ностью, а главн ое-ударной вязкостью. Благодаря волокнам ударная вязкость превышает 10 кД ж /м 2, а при использо вании стеклянного волокна достигает 20-30 кД ж /м2. Волокниты, наполненные асбестовым волокном, сочетают тепло стойкость (до 200 °С) с высоким коэффи 229 циентом трения в паре со сталью и по этому применяются в тормозных устройствах для обкладок и колодок. Изделия из волокнитов прессуют при повышенных давлениях. Из-за низкой текучести материала применение волок нитов ограничено изделиями простой формы. Особую группу волокнитов образую т материалы с параллельно располо женными волокнами наполнителя. Та кую структуру имеют изделия, полу ченные намоткой стеклянного волокна. Ориентация волокон служит причиной анизотропии. Вдоль волокон прочность максимальна, а в поперечном направле нии — минимальна. Слоистые пластики представляют со бой группу самых прочных и универ сальных по применению конструкцион ных пластмасс. Листовые наполнители, уложенные слоями, придают материа лам анизотропность. Свойства слоистых пластиков зависят от вида полимера, наполнителя, способа укладки листов и объемного соотнош е ния между полимером и наполнителем. По виду наполнителя слоистые пласти ки разделяются на следующие виды: текстолиты -м атериалы с хлопчатобу- ТАБЛИЦА 12.7. Свойства термореактивных пластмасс Материал ств. МПа б, % Термореактивные полимеры без на полнителей: фенол оформальдегидные полиэфирные эпоксидные кремнийорганические Порошковые пластмассы Волокниты Гетинаксы Текстолиты Стеклотекстолиты Пористые пластмассы 1 5 -3 5 4 2 -7 0 2 8 -7 0 22 —42 3 0 -6 0 3 0 -9 0 6 0 —70 6 5 - 100 200 - 600 0 ,5 - 2 ,5 1“ 5 ) 2 1 3 -6 ( 5 — 10 1 -3 1 -3 * По ГОСТ 4647-80. — 1 -3 1 -3 — . «II* кДж/м2 Менее 1 0 ,5 - 5 10—20 4 -5 2 0 -3 5 5 0 -2 0 0 Около 1 Максимальная температура эксплуатации (без нагрузки), ° 200 9 5 -1 2 0 1 5 0 -1 7 5 350 1 0 0 -2 0 0 1 2 0 -1 4 0 125 9 0 -1 0 5 2 0 0 -4 0 0 — 230 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении мажными тканями; гетинаксы-с бума гой; древеснослоистые пластики-с дре весным шпоном; стеклотекстолиты-с тканями из стеклянного волокна. На именее прочными являются гетинаксы, максимальную прочность имеют стеклотекстолиты. Из всех слоистых пла стиков текстолиты отличаются самым прочным сцеплением между полимером и наполнителем и лучше поглощают вибрацию. Обычно слоистый пластик содержит около 50% полимера; при меньшем его содержании материал более экономи чен, но зато менее прочен и неводо стоек. Способ укладки листов в слои стой пластмассе особенно важен, когда сами листы наполнителя неоднородны по структуре и свойствам. Для древес ного шпона различие в прочности вдоль и поперек волокон общеизвестно. В тка нях наибольшую однородность свойств обеспечивает полотняное переплетение. Здесь нити основы и нити утка равномер но переплетены друг с другом. В корд ной ткани, напротив, прочность макси мальна вдоль нитей основы, а нити утка расположены редко и предназначены только для сплетения основы. Стеклянное волокно не так эластично, как полимерное или хлопчатобумажное. Стеклоткань полотняного переплетения в стеклотекстолитах обеспечивает мини мальную прочность, так как при частых перегибах волокна получается больше обрывов. Наивысшая прочность (прав да, в одном направлении) получается при укладке слоев стеклянного волокна в соотношении 10:1, т. е. в 10 слоях во локна имеют одинаковое направление, а в одиннадцатом - направление воло кон изменяется на 90°. Предел прочно сти такого материала 850-950 МПа. При укладке такого же наполнителя в соотношении 1:1, т. е. направления волокон в соседних слоях перекрещи ваются под углом 90°, прочность умень шается вдвое. При любом способе укладки волокна или ткани материалы анизотропны и степень анизотропии со ставляет 2-10. Гетинаксы в зависимости от свойств составляющих применяются как элек троизоляционные или строительно-де коративные материалы для облицовки производственных помещений, салонов самолетов и т. п. Текстолит используется для разнооб разных средненагруженных трущихся деталей, включая зубчатые колеса и ку лачки. Среди достоинств текстолита — сопротивление износу, отсутствие схватывания со стальными деталями. Стеклотекстолиты сочетают малую плотность (1,6-1,9 т/м 3) с высокой прочностью и жесткостью. Наивысшую прочность обеспечивает эпоксидная связка, а минимальную - кремнийорганические полимеры. Стеклотекстолиты по способности поглощать вибрации превосходят стали, сплавы титана и сплавы алюминия и поэтому имеют хорошую выносливость при переменных нагрузках. По тепловому расширению эти материалы близки к сталям. Нужно отметить, что минимальные значения прочности и жесткости проявляются в направлениях под углом 45° к волок нам. При нагреве полимерная связка разупрочняется быстрее волокна, поэто му прочность на сжатие и на сдвиг сни жается быстрее прочности на растяже ние. Слоистые пластики со стеклянным или полимерным волокном в течение десятков секунд выдерживают темпера туру свыше 3000 °С. В поверхностных слоях разрушается полимер, оплавляет ся наполнитель и образуется тугоплав кий кокс, который защищает более глу бокие слои материала. Эта особенность лежит в основе применения пластмасс в качестве теплозащитных материалов. Термореактивные полимеры исполь зуют в виде клеев, а также при изгото влении оболочковых форм для отливок, различной технологической оснастки, абразивного инструмента. Клеи пред М а т ериалы с м а л о й п .ю т н о с т ью ставляют собой сложные смеси с по рошковыми наполнителями, необхо димыми для уменьшения теплового рас ширения. После отверждения тонкие клеевые пленки (0,05-0,25 мм) прочны на срез (тсрсм= 10-г 20 МПа), обеспечивают герметичность соединения, не снижают прочность склеенных деталей и хорошо сопротивляются усталости. Максималь 231 ную прочность обеспечиваю т ф енолоформальдегидные клеи, а теп лостой ко сть-к л еи на основе кремнийорганических полимеров. Склеивание прим еняю т там, где клеевая пленка р аб о тает на срез; при приклеивании торм озны х о б кладок, фиксации б олтов и ш пилек, з а креплении вкладышей подш ипников и т. п. Г л ав а 13. М АТЕРИАЛЫ С ВЫ СО КО Й У Д ЕЛ ЬН О Й П РО ЧН О СТЬЮ Наибольшей удельной прочностью обладают сплавы титана, бериллий (см. табл. 12.1) и композиционные мате риалы. Достоинства сплавов титана— хорошие технологические свойства и отличная коррозионная стойкость. Бе риллий и композиционные материалы выгодно отличает от сплавов титана высокая удельная жесткость. Удельная жесткость-это важнейшая характеристика современных конструк ционных материалов. Высокая удельная жесткость в сочетании с хорошей удель ной прочностью позволяет снизить мас су конструкции при повышении ее проч ности и жесткости. Это особенно важно в самолето- и ракетостроении. 13.1. Титан и сплавы на его основе Свойства титана. Титан-металл серого цвета. Он имеет две полиморфные модифи кации. Низкотемпературная модификация Ti^ существующая до 882 °С, характеризует ся гексагональной плотноупакованной ре шеткой с периодами а = 0,296 нм, с = 0,472 нм. Высокотемпературная модификация Ti„ имеет решетку объемно-центрированного ку ба с периодом а — 0,332 нм (при 900 °С). Полиморфное превращение (882 °С) при медленном охлаждении происходит по нор мальному механизму с образованием поли эдрической структуры (рис. 13.1, а), а при бы стром охлаждении-по мартенситному меха низму с образованием игольчатой структуры (рис. 13.1 б). Промышленный способ производства ти тана состоит в обогащении и хлорировании титановой руды с последующим ее восстано влением из четыреххлористого титана ме таллическим магнием. Полученную при этом титановую губку (ГОСТ 17746-79) марки руют по твердости специально, выплав ленных из нее образцов (ТГ-100, ТГ-110 и т. д.). Для получения монолитного титана губка размалывается в порошок, прессуется и спекается или переплавляется в дуговых печах в вакууме или атмосфере инертных газов. Для уменьшения количества примесей и более равномерного их распределения по сечению слитка рекомендуется его двух-трехразовая переплавка. Характерную для тита новых слитков крупнозернистую структуру измельчают путем модифицирования цирко нием или бором. Полученный в результате a) Рис. 13.1. Микроструктуры технического титана, х 340: а —после отжига; б — после закалки б) М атериалы с высокой удельной прочностью 233 Т А БЛ И Ц А 13.1. Механические свойства иодидного и технического титана Титан В Т 1 -0 Иодидный Сумма примесей, % 0,3 0,093 5 ст0,2 МПа 4 5 0 -6 0 0 2 5 0 -3 0 0 Ф о 3 8 0 -5 0 0 1 0 0 -1 5 0 переплава технический титан (ГОСТ 19807-74) маркируют в зависимости от со держания примесей ВТ 1 —00 (Е примесей < < 0,398 %), ВТ 1-0 (L примесей <0,55% ). Чистейший иодидный титан получают ме тодом термической диссоциации из четырехиодидного титана, а также методом зонной плавки. Отличительными особенностями титана являются хорошие механические свойства, м алая плотность, высокая удельная проч ность и коррозионная стойкость. Физические свойства чистого титана приведены в табл. 1.5. Низкий модуль упругости титана, почти в 2 раза меньший, чем у железа и никеля, за трудняет изготовление жестких конструкций. Механические свойства титана характери зуются хорошим сочетанием прочности и пластичности (табл. 13.1). Высокая пластичность иодидного титана по сравнению с другими металлами, имею щими гексагональную кристаллическую ре шетку (Zn, Cd, Mg), объясняется большим количеством систем скольжения и двойнико вания благодаря малому соотношению с/а = = 1,587. П омимо базисных плоскостей (0001) скольжение в титане происходит по призма тическим (1010) и пирамидальным (1011) пло скостям, двойникование-по плоскостям (1012), (1121), (1122) и др. Механические свойства титана сильно за висят от наличия примесей (см. табл. 13.1), особенно водорода, кислорода, азота и угле рода, которые образую т с титаном твердые растворы внедрения и промежуточные фазы: гидриды, оксиды, нитриды и карбиды. Не больш ое количество кислорода, азота и угле рода повышает твердость, временное сопро тивление и предел текучести, однако при этом значительно уменьшается пластичность (рис. 13.2), снижается коррозионная стой кость, ухудшаются свариваемость, способ ность к пайке и штампуемость. Поэтому со держание этих примесей в титане ограничено сотыми, а иногда тысячными долями про цента. Аналогичным образом, но в мень шей степени, оказываю т влияние на свойства 2 0 -2 5 5 0 -6 0 НВ О 50 7 0 -8 0 2070 1300 титана железо и кремний. Очень вредная примесь в титане - водород. Присутствуя в весьма незначительном количестве, водо род выделяется в виде тонких хрупких пла стин гидридной фазы на границах зерен, что значительно охрупчивает титан. Водородная хрупкость наиболее опасна в сварных кон струкциях из-за наличия в них внутренних напряжений. Допустимое содержание водо рода в техническом титане находится в пре делах 0,008-0,012%. При повышении температуры до 250 °С предел прочности снижается почти в 2 раза. Титан обладает склонностью к ползучести даже при температуре 20-25 °С. Предел по лзучести титана составляет ^ 6 0 % от пре дела текучести. Примеси кислорода, азота, а также пластическая деформация повышают сопротивление ползучести. Титан обладает высокой прочностью и удельной прочностью не только при тем пературе 20-25 °С, но и в условиях глубокого холода. При температуре жидкого гелия вре менное сопротивление титана равно 1250 МПа. При этом, если содержание водо рода мало ( < 0,002 %), титан сохраняет высо- 0 0 0,1 Ц2 0,3 0,4 Содержание примесей % Рис. 13.2. Зависимость механических свойств титана от содержания примесей 234 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении бд , б щ 9 МПа fft % Рис. 13.3. Зависимость механических свойств титана от степени пластической деформации кую пластичность (относительное удлинение 15-20%). Пластическая деформация значительно по вышает прочность титана (рис. 13.3). При степени деформации 60-70% прочность уве личивается почти в 2 раза. Для снятия накле па проводят рекристаллизационный отжиг при температуре 650-750 °С. При повышении температуры титан актив но поглощает газы: начиная с 50-70°С -в о дород, свыше 400-500 °С-кислород и с 600-700 °С -азот, окись углерода и угле кислый газ. Высокая химическая активность расплавленного титана требует применения при плавке и дуговой сварке вакуума или ат мосферы инертных газов. Вместе с тем бла годаря способности к газопоглощению при повышении температуры титан нашел при менение в радио- и электронной промышлен ности в качестве геттерного материала. Гет теры предназначены для повышения вакуума электронных ламп. Технический титан хорошо обрабатывает ся давлением. Из него изготовляют все виды прессованного и катаного полуфабриката: листы, трубы, проволоку, поковки. Титан хо рошо сваривается аргонодуговой и точечной сваркой. Сварной шов обладает хорошим со четанием прочности и пластичности. Проч ность шва составляет 90% прочности основ ного металла. Титан плохо обрабатывается резанием, на липает на инструмент, в результате чего тот быстро изнашивается. Для обработки титана требуются инструменты из быстрорежущей стали и твердых сплавов, малые скорости ре зания при большой подаче и глубине реза ния, интенсивное охлаждение. К недостатку титана относятся также низкие антифрик ционные свойства. Влияние легирующих элементов на структуру и свойства титановых сплавов. Л егирую щ ие элем енты по характеру влияния на полим орф ны е превращ ения t а) С/тр аг Л егирую щ ий б) а 1 ^ 1 э л е м е н т , °/о 0) е) Рис. 13.4. Диаграммы состояния титан —легирующий элемент (схемы): а —Ti «-стабилизаторы; б —Ti-изоморфные p-стабилизаторы; в —Ti-эвтектоидообразующие p-стаби лизаторы; г —Ti-нейтральные элементы Материалы с высокой удельной прочностью титана подразделяют на три группы: астабилизаторы, Р-стабилизаторы и ней тральные элементы. На рис. 13.4 пред ставлена схема влияния легирующих элементов на температуру полиморфно го превращения титана, а-стабилизаторы (А1, О, N) повышают температуру полиморфного превращения, расширяя область твердых растворов на основе Tia (рис. 13.4, а). Практическое значение для легирования титана имеет только алюминий, так как кислород и азот сильно охрупчивают титановые спла вы. Алюминий —широко распространен ный, доступный и дешевый металл. Вве дение его в титановые сплавы уменьшает их плотность и склонность к водородной хрупкости, повышает модуль упругости, прочность при 20-25 °С (рис. 13.5) и вы соких температурах. В левой части диаграммы состояния (рис. 13.6) титан с алюминием образуют два твердых раствора: а-твердый рас твор алюминия в Ti,, концентрация ко торого изменяется от 7,5% при 20 °С до 11,6% при перитектоидной температуре, и P-твердый раствор алюминия в Tip 6 , , МПа Рис. 13.5. Влияние легирующих элементов на механические свойства титана П 235 А1 Рис. 13.6. Диаграмма состояния T i—А1 с предельной растворимостью 30%. При содержании алюминия более 7.5% в структуре сплавов наряду с о-твердым раствором появляется фаза а 2 (Ti3Al); она имеет гексагональную решетку с упорядоченным расположением ато мов и сильно охрупчивает сплавы. Добавка к сплавам титана с алюми нием таких Р-стабилизаторов, как V, Мо, Nb, Мп, уменьшает склонность к образованию упорядоченной струк туры (сверхструктуры). В этом случае а 2-фаза образуется при большем содер жании алюминия. Кроме того, в струк туре появляется P-фаза, которая замет но улучшает технологическую пластич ность сплавов. Поскольку а-стабилизаторы значи тельно повышают температуру поли морфного превращения титана, а «=* Рпревращение в сплавах с устойчивой a-структурой происходит при высоких температурах, когда реализуется нор мальный механизм полиморфного пре вращения. Переохладить p-фазу до низ ких температур, при которых возможно мартенситное превращение, в этих спла вах не удается даже при очень больших скоростях охлаждения, поэтому сплавы с устойчивой а-струкТурой нельзя упрочнять термической обработкой. 236 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Снижая температуру полиморфного превращения титана, Р-стабилизаторы расширяют область твердых растворов на основе Ti„. Они образуют с титаном диаграммы состояния двух типов. Неко торые из изоморфных Р-стабилизаторов, имеющих, как и Ti», кристалличе скую решетку объемно-центрированного куба, Мо, V, Та, Nb неограниченно растворяются в Tip. Схема диаграммы состояния данного типа изображена на рис. 13.4, б. Другие Р-стабилизаторы, на пример, Cr, Мп, Fe, I*Ji, W, Си, образу ют с титаном диаграммы состояния с эвтектоидным распадом p-фазы, в результа те которого появляется смесь а- и у-фаз (см. рис. 13.4, в); у-промежуточная фаза переменного или постоянного состава, образованная титаном и легирующим элементом, например фаза Лавеса TiCr2 в системе T i-C r. Эвтектоидный распад вызывает резкое повышение хрупкости титановых сплавов. В некоторых систе мах (Ti-Cu, Ti-A g и др.) превращение происходит очень быстро, и переохла дить P-фазу до температуры 20-25 °С нельзя даже при высоких скоростях ох лаждения. В других системах (Ti-M n, Ti-С г, T i-F e) эвтектоидное превраще ние происходит только в условиях ох лаждения, близких к равновесным. В них эвтектоидного распада практиче ски не наблюдается, а Р-превращение идет так же, как в сплавах с диа граммами состояния первого типа (см. рис. 13.4,6). В этих сплавах P-фаза легко переохлаждается. В зависимости от степени легированности P-фаза или пре вращается при низких температурах по мартенситному механизму, или фикси руется при температуре 20-25 °С без превращения. Способность Р-фазы к переохлаждению лежит в основе упрочняющей термической обработки титановых сплавов. Согласно приве денным диаграммам состояния тита новые сплавы, легированные Р-стабилизаторами, могут иметь однофазную структуру a -твердого раствора малой концентрации, двухфазную (а +Р)- структуру при большем содержании легирующих элементов и однофаз ную структуру P-твердого раствора в случае легирования сплавов большим количеством таких изоморфных Р-ста билизаторов, как V, Мо, Та, Nb. Большинство легирующих элементов, являющихся Р-стабилизаторами, повы шают прочность, жаропрочность и тер мическую стабильность титановых сплавов, несколько снижая их пластич ность (см. рис. 13.5). Кроме того, они способствуют упрочнению сплавов с по мощью термической обработки. Наибо лее благоприятное влияние на свойства титановых сплавов оказывают Мо, V, Сг, Мп. Нейтральные элементы Sn, Zr, Hf, Th мало влияют на температуру поли морфного превращения (см. рис. 13.4, г). Легирование титановых сплавов ней тральными элементами не меняет их фазового состава. Нейтральные эле менты влияют на свойства титановых сплавов благодаря изменению свойств а- и p-фаз, в которых они растворяются. Наибольшее практическое значение имеют олово и цирконий. Олово повы шает прочность титановых сплавов при 20-25 °С и высоких температурах без за метного снижения пластичности, цир коний увеличивает предел ползу чести. Особенности термической обработки титановых сплавов. Титановые сплавы в основном подвергают отжигу, закалке и старению, а также химико-термиче ской обработке. Отжиг проводят главным образом по сле холодной деформации для снятия наклепа. Температура отжига должна быть выше температуры рекристаллиза ции, но не может превышать границу перехода в P-состояние во избежание роста зерна. Температура рекристалли зации титана, в зависимости от его чи стоты и степени предшествующей де формации, лежит в интервале темпера тур 400-600 °С. Легирующие элементы повышают температуру рекристаллиза Материалы с высокой удельной прочностью ции титана. Практически отжиг тита новых сплавов проводят при температу ре 670-800 °С с выдержкой от 15 мин до 3 ч. Тонколистовой прокат рекомендует ся отжигать в вакууме для предотвра щения насыщения газами и охрупчива ния. Целью отжига (а Н- (З)-сплавов по мимо снятия наклепа является стабили зация P-фазы, так как эвтектоидный распад вызывает охрупчивание спла вов. Термическая стабильность P-фазы по вышается по мере увеличения в ней ле гирующих элементов. Концентрация Рфазы зависит от температуры нагрева (см. рис. 13.4,6). Так, при температуре г, содержание легирующего элемента в рфазе соответствует точке а,, а при более низкой температуре t 2-точке а2 на оси концентраций. Поскольку с понижением температуры концентрация легирующих элементов в P-фазе увеличивается, от жиг для ее стабилизации должен быть по возможности низким (но не ниже температуры рекристаллизации). Прак тически такой отжиг проводят при тем пературе 750-850 °С. Более высокая тер мическая стабильность достигается по сле изотермического отжига. Он со стоит в нагреве до температуры выше температуры рекристаллизации (для снятия наклепа) с последующим охла ждением до более низкой температуры и выдержке для стабилизации Р-фазы. 237 Дальнейшее охлаждение можно прово дить на воздухе. Обычный отжиг для фазовой перекри сталлизации с целью измельчения структуры к титановым сплавам непри меним из-за быстрого роста зерна в Рсостоянии. С этой целью проводят ком бинированный (двойной) отжиг по сле дующему режиму: 1) нагрев до (ос + + Р)-состояния ( ~ 950-1000°С) для ча стичной перекристаллизации и после дующее быстрое охлаждение с целью получения внутрифазного наклепа в ре зультате мартенситного превращения Р* фазы и 2) нагрев выше температуры ре кристаллизации для снятия этого накле па ( ~ 800 °С). Хотя при р <=* ^-превращении тита новые сплавы претерпевают небольшие изменения объема и поэтому внутрифазовый наклеп мал, двойной отжиг способсгвует увеличению сопротивления ползучести. Упрочняющая термическая обработка (закалка и старение) применима только к сплавам с (а + Р)-структурой (см. рис. 13.4, б, в). Закалка состоит в нагреве до р-состояния и охлаждения в воде. В не которых случаях, чтобы избежать ин тенсивного роста зерна, который проис ходит в P-состоянии, закалку произво дят из (а + Р)-области. При этом увели чиваются степень легированности рфазы и прочность сплавов при повы 238 Материалы, применяемые в машино- и Приборостроении шенных температурах. Характер превра щения при закалке зависит от степени легированности сплава. В сплавах с содержанием легирующих элементов менее критической кон центрации скр (см. рис. 13.4,6) превраще ние происходит по мартенситному ме ханизму. В результате образуется мар тенсит-фаза игольчатого строения, представляющая собой пересыщенный твердый раствор легирующих элемен тов в Tis (рис. 13.7, а). Она обозначается а' (или а" при большей степени легиро ванности). Элементы, которые наиболее часто применяют для легирования титановых сплавов, имеют следующие критические концентрации скр: V —15? М о-11; М п-8; С г-6; F e -4 % . а'-фаза обладает более высокой твердостью и про чностью, чем стабильная a-фаза, но упрочнение в этом случае значительно меньше, чем при мартенситном превра щении стали. При старении из а'-фазы выделяется P-фаза различной дисперсности, вызы вающая уменьшение твердости, или интерметаллидная фаза (например, TiCr2), способствующая охрупчиванию сплава. С увеличением концентрации леги рующих элементов, особенно Fe, Mn, Сг, Мо и V, выше критической, темпера туры начала (рис. 13.8) и конца мартен- Рис. 13.8. Влияние легирующих элементов на температуру начала мартенситного пре вращения титана ситного превращения резко снижаются. Когда температура начала мартенсит ного превращения становится ниже 20 °С, закалка фиксирует переохлажден ную (3-фазу, обозначаемую Р'. При недо статочной скорости охлаждения и опре деленной концентрации легирующих элементов, близкой к критической, в структуре закаленного сплава может появиться метастабильная промежуточ ная фаза со. Она трудно обнаруживается металлографически, так как когерентна решетке р-твердого раствора. Кристал лическая решетка co-ф азы -гексагональ ная, с периодами а =0,46 нм, с =0,282 нм. Процесс образования этой фазы со стоит в одновременном закономерном смешении атомов плоскостей (111) на расстояния, меньшие межатомных. При этом две соседние плоскости, переме щаясь в противоположные стороны, сближаются; третья плоскость не ме няет своего положения. Появление этой фазы вызывает повышение твердости и хрупкости титановых сплавов. Во время старения сплавов с Р'-структурой при низких температурах (300-350 °С) также образуется со-фаза, охрупчивающая сплавы. Поэтому старе ние ведут при более высокой температу ре (480-550 °С), когда из Р'-твердого рас твора выделяется тонкодисперсная осфаза, повышающая прочность и твер дость (см. рис. 13.7,6). Для повышения износостойкости ти тановые сплавы подвергают азотирова нию. Лучшие результаты дает азотиро вание в среде сухого, очищенного от кислорода, азота. Оно повышает по верхностную твердость, износостой кость, жаропрочность и жаростойкость, тогда как азотирование в аммиаке спо собствует охрупчиванию титановых сплавов вследствие насыщения водоро дом. Азотируют при температуре 850-950 °С в течение 10-50 ч. При этом на поверхности образуются тонкий ни тридный слой и обогащенный азотом атвердый раствор. Толщина нитридного слоя равна 0,06 —0,2 мм, Я К 12 000. Глу- М атериалы с высокой удельной прочностью 239 бина слоя, обогащенного азотом а-тверПоэтому титановые сплавы получили дого раствора, равна 0,1-0,15 мм, H V широкое применение в авиации, ракет 5000-8000. Для устранения хрупкого ни ной технике, судостроении, химической тридного слоя и уменьшения хрупкости и других отраслях промышленности. Их азотированного слоя рекомендуется применяют для обшивки сверхзвуковых проводить вакуумный отжиг (при тем самолетов, изготовления деталей кон струкций реактивных авиационных дви пературе 800-900 °С). Для повышения жаростойкости тита гателей (дисков и лопаток компрессора, новые сплавы подвергают силицирова- деталей воздухозаборника и др.), корпу ракетных двигателей второй нию и другим видам диффузионной сов и третьей ступени, баллонов для сжатых металлизации. Промышленные титановые сплавы. Ти и сжиженных газов, обшивки морских тановые сплавы по сравнению с техни судов, подводных лодок и т. д. По технологии изготовления тита ческим титаном имеют при достаточно хорошей пластичности, высокой корро новые сплавы подразделяют на дефор зионной стойкости и малой плотности мируемые и литейные, по механическим сплавы нормальной более высокую прочность при 20-25 °С свойствам-на высокопрочные, жаро и повышенных температурах. По срав прочности, нению с бериллием они более пла прочные, повышенной пластичности. По стичны и технологичны, меньше стоят, способности упрочняться с помощью безопасны для здоровья при обработке. термической обработки они делятся на По сравнению с алюминиевыми и маг упрочняемые и неупрочняемые термиче ниевыми сплавами обладают более вы ской обработкой, по структуре в ото сокой удельной прочностью (см. табл. жженном состоянии —на а-, псевдо-а-, 12.1), жаропрочностью и коррозионной (а + РК псевдо-р- и Р-сплавы. Деформируемые титановые сплавы. стойкостью. ТАБЛИЦА 13.2. Химический состав (ГОСТ 19807 —74), структура и механические свойства некоторых сплавов титана Механические свойства Содержание элементов (остальное ТО, / Сплав Струк тура AI V Мо Прочие ВТ5 В Т 5 -1 4 ,3 -6 ,2 4 -6 — — 2 - 3 Sn О Т 4 -1 1 -2 ,5 — . — 0 ,7 - 2 Мп ОТ4 ВТ20 — — 3 ,5 - 5 5 ,5 -7 .0 0 .8 -2 ,3 0 .5 -1 .8 ВТ6* 5 ,3 -6 ,8 3 ,5 -5 ,3 О0.2 МПа 6, % ос-сплавы 700 - 950 750-950 660 -8 5 0 650 - 850 1 0 -1 5 1 0 -1 5 Пссвдоа-сплавы 600 -7 5 0 470 -6 5 0 2 0 -4 0 700 - 900 950-1150 550-650 850-1000 1 2 -2 0 8 1100 —1150 1000-1050 1 4 -1 6 1150-1400 1250-1450 1100-1250 1080-1300 1100-1200 6 -1 0 4 -6 9 0 ,8 - 2 Мп 1 .4 -2 ,5 Zr — о» (ос+Р)сплавы ВТ 14* ВТ16* ВТ22 3 ,5 -6 ,3 0 ,8 -1 ,9 2 ,5 -3 .8 1 ,6 -3 ,8 4 ,0 -5 ,0 4 .5 -5 ,5 4,8 —5,2 4 ,5 -5 ,5 4 ,5 -5 .5 — — 0 ,8 -1 ,2 Сг 0 ,8 -1 ,2 Fe * Свойства этих сплавов привелены после закалки и старения, остальных —в отожженном состоянии. 240 Материалы, применяемые а машина• и приборостроении Химический состав (ГОСТ 19807-74), структура и механические свойства наиболее распространенных деформи руемых сплавов приведены в табл. 13.2. К сплавам с a -структурой относятся сплавы титана с алюминием (BTS), а также сплавы, дополнительно легиро ванные оловом или цирконием (BTS-1). Они характеризуются средней проч ностью при 20 °С, высокими механиче скими свойствами при криогенных и по вышенных (450-500 °С) температурах. Сплавы имеют высокую термическую стабильность свойств и обладаю т от личной свариваемостью. Прочность сварного шва составляет 90% прочно сти основного сплава. Обрабатывае мость резанием удовлетворительная. Недостатки сплавов: неупрочняемость термической обработкой и низкая тех нологическая пластичность. Сплавы с оловом более технологичны, но это самые дорогие из а-сплавов (см. прило жение, табл. 2). В горячем состоянии сплавы куют, прокатывают и ш там пуют. Их поставляют в виде прутков, сортового проката, поковок, труб и про волоки. Сплавы предназначены для из готовления деталей, работающих в ши роком диапазоне температур: от крио генных до 450 (ВТ5)-500°С (ВТ5-1). Псевдо-а-сплавы имеют преимуще ственно a -структуру и небольшое коли чество (3-фазы (1-5%) вследствие допол нительного легирования р-стабилизаторами: Мп, V, Nb, М о и др. Сохраняя достоинства а-сплавов, они, благодаря наличию p-фазы, обладают высокой технологической пластичностью. Сплавы с низким содержанием алюми ния (2-3%) обрабатываются давлением в холодном состоянии и только при из готовлении сложных деталей подогре ваются до 500—700 °С (ОТ4, ОТ4—1). Сплавы с большим содержанием алю миния при обработке давлением тре буют подогрева до 600-800 °С. Н а проч ность этих сплавов помимо алюминия благоприятно влияют цирконий и крем ний. Цирконий, неограниченно раство ряясь в Tia, повышает температуру ре кристаллизации. Кроме тогр, он способ ствует увеличению растворимости Рстабилизаторов в a -фазе, что вызывает рост прочности как при 20 °С, так и при высоких температурах. В тех же усло виях кремний повышает прочность в ре зультате образования тонкодисперсных силицидов, трудно растворимых в ос-фазе. Поэтому псевдо-а-сплавы с содержа нием алюминия 7-8% , легированные Zr, Si, Мо, Nb, V (ВТ20), используют в изде лиях, работающих при наиболее высо ких (среди титановых сплавов) темпера турах. Недостаток этих сплавов-склонность к водородной хрупкости. Водород мало растворим в a -фазе и присутствует в структуре в виде гидридов, которые снижают пластичность, особенно при медленном нагружении, и вязкость сплавов (рис. 13.9). Допустимое содер жание водорода колеблется в пределах 0,02-0,005%. Двухфазные (а + Р)-сплавы обладают лучшим сочетанием технологических и механических свойств. Эти сплавы ле гированы в основном алюминием и Рстабилизаторами. Необходимость леги рования алюминием обусловлена тем, что он значительно упрочняет а-фазу при 20 °С и повышенных температурах, тогда как Р-стабилизаторы мало рас творимы в этой фазе и потому не оказывают существенного влияния на ее КСо, МДт/м* Рис. 13.9. Влияние водорода на ударную вязкость титановых сплавов Материалы с высокой удельной прочностью свойства. О собо ценным для этих спла вов является способность алюминия увеличивать термическую стабильность Р-фазы, поскольку эвтектоидообразующие Р-стабилизаторы, наиболее эффек тивно упрочняющие сплавы, вызывают склонность этой фазы к эвтектоидному распаду. Кроме того, алюминий снижает плотность (а + (З)-сплавов, что позво ляет удерживать ее приблизительно на уровне титана, несмотря на присутствие в этих сплавах элементов с большой плотностью V, Сг, Mo, Fe и др. Устой чивость (i-фазы и термическую стабиль ность сплавов сильно повыш ают изо морфные Р-стабилизаторы: Mo, V, Nb. Н а свойства они влияю т по-разному. Как видно из рис. 13.5, сильнее упроч няет Мо, особенно при содержании его в сплаве более 4% . Слабее упрочняют V и Nb, но они м ало снижают пластич ность сплавов. Однако наибольшее упрочнение достигается при легирова нии титана эвтектоидообразующими Р-стабилизаторами; Fe, Сг, Мп. П оэто му двухфазные промышленные сплавы содержат и те и другие Р-стабилиза торы. Сплавы упрочняются с помощью термической обработки-закалки и ста рения. В отожженном и закаленном со стояниях они имеют хорошую пластич ность, а после старения - высокую проч ность при 20-25°С и повышенных тем пературах. При этом, чем больше Рфазы содержится в структуре сплава, тем он прочнее в отожженном состоя нии и сильнее упрочняется при термиче ской обработке. По структуре, получаемой в (а + -I- Р)-сплавах после закалки, их подраз деляю т на два класса: мартенситный и переходный (рис. 13.10). Сплавы мартенситного класса менее легированы и в равновесном состоянии содержат сравнительно немного р-фазы (5-25%). После закалки они имеют структуру мартенсита ос' (или а"). К это му классу относятся сплавы титана с алюминием и ванадием (ВТ6), высоко прочные сплавы, дополнительно легиро 241 Структура после закалки 2 1 Рис. 13.10. Структура титановых сплавов в отожженном и закаленном состояниях: / —переходный класс; 2 — мартенситный класс ванные молибденом (ВТ 14, ВТ 16), и сплавы для работы при повышенных температурах (ВТ25, ВТЗ-1). Сплавы переходного класса более ле гированы и соответственно имеют боль ше p-фазы в равновесной структуре и после отжига (25-50%). Структура и свойства этих сплавов очень чувстви тельны к колебаниям химического со става. Так, после закалки из Р-состояния можно получить однофазную Р' или двухфазную (а"- и Р') структуру. На личие больш ого количества Р-фазы (например, структура сплава ВТ22 со стоит на 50% из Р-фазы) обеспечивает сплавам переходного класса самую вы сокую прочность среди (а + Р)-сплавов как в отожженном, так и в закаленном состояниях. Так, временное сопротивле ние сплава ВТ22 после отжига имеет те же значения, что у сплава ВТ6 после за калки и старения. Коэффициент К Хе сплава ВТ22 равен 69,5 —82,2 М П а - м 1'2, сплава В Т 6 -8 2 ,2 -9 4 ,8 М Па м 1 2. Это позволяет применять сплавы переходно го класса как в закаленном и состарен ном, так и в отожженном состояних, что очень важно при изготовлении крупно габаритных деталей. 242 Материалы, применяемые в машине- и приборостроении Двухфазные сплавы удовлетворитель но обрабатываются резанием и свари ваются. После сварки требуется отжиг для повышения пластичности сварного шва. Они меньше склонны к водород ной хрупкости, чем а- и псевдо-асплавы, поскольку водород обладает большей растворимостью в p-фазе. (а + + Р)-сплавы куются, штампуются и прокатываются легче, чем сплавы с аструктурой. Они поставляются в виде поковок, штамповых заготовок, прут ков, листов, ленты. Однофазные Р-сплавы не имеют про мышленного применения, так как для получения устойчивой Р-структуры сплавы должны быть легированы боль шим количеством изоморфных р-стабилизаторов (V, Мо, Nb, Та)-дорогих, де фицитных, обладающих высокой плот ностью. Такие сплавы дорого стоят, имеют пониженную удельную прочность. Псевдо-Р-сплавы (ВТ 15)-сплавы вы соколегированные, в основном, Р-стабилизаторами. Суммарное количество ле гирующих элементов, как правило, пре вышает 20%. Наиболее часто для леги рования используют Мо, V, Сг, режеFe, Zr, Sn. Алюминий присутствует по чти во всех сплавах, но в небольших ко личествах ( ~ 3 %). В равновесном со стоянии сплавы имеют преимуществен но P-структуру с небольшим количе ством а-фазы. После закалки они имеют структуру метастабильной Р'-фазы. В этом состоя нии сплавы обладают хорошей пластич ностью (5 = 12 ч-40% ; \|/« 3 0 -г6 0 % ), легко обрабатываются давлением, имеют сравнительно невысокую проч ность (сТв « 650 -г 1000 МПа). В зависи мости от химического состава времен ное сопротивление после старения со ставляет 1300-1800 МПа. У некоторых сплавов временное сопротивление при старении увеличивается более чем в 1,5 раза. ПлотнОсть этих сплавов находится в интервале (4,9-5,1) т/м3. Сплавы отли чаются высокой удельной прочностью, обладают низкой склонностью к водо родной хрупкости, удовлетворительно обрабатываются резанием. Недостатки сплавов: чувствительность к примесям кислорода и углерода, которые вызы вают снижение пластичности и вязко сти, пониженная пластичность сварных швов и низкая термическая стабиль ность. Наибольшее распространение в про мышленности получил сплав ВТ 15. Сплав выпускается в виде листов, полос, прутков, поковок и рекомендуется для длительной работы при температуре до 350 °С. Литейные титановые сплавы. Сплавы имеют хорошие литейные свойства. Не большой температурный интервал кри сталлизации обеспечивает им высокую жидкотекучесть и хорошую плотность отливки. Они обладают малой склон ностью к образованию горячих трещин и небольшой линейной усадкой (1%). Объемная усадка составляет около 3% . К недостаткам литейных титановых сплавов относятся большая склонность к поглощению газов и высокая актив ность при взаимодействии с формо вочными материалами. Поэтому их плавку и разливку ведут в вакууме или в среде нейтральных газов. Для получе ния крупных фасонных отливок (до 300-500 кг) используют чугунные и стальные формы, мелкие детали отли вают в оболочковые формы, изготов ленные из специальных смесей. Для фасонного литья применяют сплавы, аналогичные по химическому составу некоторым деформируемым (ВТ5Л, BT3-1JI, BT14J1), а также спе циальные литейные сплавы. Литейные сплавы обладают более низкими механическими свойствами, чем соответствующие деформируемые. Упрочняющая термическая обработка резко снижает пластичность литейных титановых сплавов и поэтому не приме няется. Материалы с высокой удельной прочностью 243 13.2. Бериллий и сплавы на его основе Бериллий-металл серого цвета, обла дающий полиморфизмом. Низкотемпе ратурная модификация Ве„ существую щая до 1250 °С, имеет гексагональную плотноупакованную решетку с периода ми а = 0,2286 нм; с = 0,3584 нм; высоко температурная Вев (1250-1284 °С)-решетку объемно-центрированного куба. Физические свойства бериллия приве дены в табл. 1.5. Помимо очень высоких удельных прочности и жесткости (см. табл. 12.1) бериллий имеет большую теплоемкость, обладает хорошими теплопровод ностью и электропроводимостью, демп фирующей способностью и другими ценными свойствами. Бериллий относится к числу редких металлов. Его добывают из минерала берилла, представляющего собой двой ной силикат бериллия и алюминия (ЗВеО- А120 3-6Si02). Содержание в зем ной коре бериллия небольшое-0,0005%. Малая распространенность в природе, сложная и дорогая технология извлече ния из руд, получения из него полуфа брикатов и изделий определяют высо кую стоимость бериллия. Металлургия бериллия сложна из-за его химической инертности. Слитки, по лученные вакуумной переплавкой, либо обрабатывают давлением для получе ния полуфабрикатов, либо перерабаты вают в порошок, из которого полуфа брикаты и изделия изготовляют мето дом порошковой металлургии. Об работке давлением подвергают лишь малые слитки (d < 200 мм), так как в слитках большого размера из-за высо кого поверхностного натяжения обра зуются две усадочные раковины, соеди ненные трещиной. Литой бериллий крупнозернистый и хрупкий. Для улучшения пластичности прокатку ведут при нагреве. Однако при температурах выше 700 °С бериллий «схватывается» с инструментом. Поэто му его прокатывают в стальной оболоч ке, которую затем стравливают. Механические свойства бериллия за висят от степени чистоты, технологии производства, размера зерна и наличия текстуры. Они изменяются в широких пределах: ств = 280 ч- 700 МПа; а 0 2 = = 230 -г 680 МПа; 5 = 2 н. 40%. Так, ли той бериллий со свойственным ему крупным зерном имеет <т„ = 280 МПа; 8 = 2 Ц 3 %. Горячекатаный полуфабри кат, полученный из слитка, обладает также низкими свойствами. По относи тельному удлинению вдоль прокатки он близок к литому состоянию, в попереч ном направлении имеет близкую к нулю пластичность. Помимо размера зерна на пластичность бериллия влияют его структурные особенности. Гексагональ ная структура характеризуется отноше нием периодов решетки с/а < 1,63, при котором базисная плоскость не един ственно возможная плоскость скольже ния. Другими плоскостями скольжения в гексагональной плотноупакованной решетке являются плоскости призмы и пирамидальные плоскости, что обес печивает таким металлам, как титан и цирконий, хорошую пластичность. Однако критическое напряжение, необ ходимое для сдвига в плоскости приз мы, у бериллия при 20 °С так велико (рис. 13.11), что скольжение при дефор мации идет только по плоскости базиса. г яр, мпа Ряс. 13.11. Кри гическое напряжение сдвига тКр для монокристалла бериллия: / —базисная плоскость; 2 —плоскость призмы 244 Материалы, применяемые в маишпо- и приборостроении Этим отчасти и объясняется высокая хрупкость бериллия. На хрупкость бе риллия большое влияние оказывают примеси. Бериллий имеет небольшой атомный радиус (0,113 нм), и поэтому почти все примеси, многие из которых ограниченно растворимы в бериллии (Fe, Ni, Сг и др.), искажают его кристал лическую решетку и снижают пластич ность. Исключение составляет нераство римый в бериллии алюминий, который улучшает пластичность и поэтому ис пользуется для легирования сплавов на основе бериллия. Согласно зарубежным данным, бериллий, полученный мето дом зонной плавки за восемь проходов, имеет чрезвычайно высокую пластич ность (8 = 140%). Введение в зоНно-очищенный бериллий всего 0,001 % Si вызы вает его хрупкость. Бериллий, полученный методами по рошковой металлургии, имеет мелко зернистую структуру и более высокие механические свойства, в том числе и пластичность. Чем мельче зерно, тем выше временное сопротивление, предел текучести и пластичность при 20 °С, а также кратковременная прочность при повышенных температурах (рис. 13.12). 6в, МПа Рис. 13.12. Зависимость механических свойств горячепрессованного бериллия от размера зерна и температуры испытания Увеличение прочностных свойств объясняется измельчением зерна и нали чием неизбежно присутствующих в по рошковом материале дисперсных вклю чений оксида бериллия ВеО, повышаю щих сопротивление пластической дефор мации. Рост пластичности от измельче ния зерна 'настолько значителен, что перекрывает ее снижение из-за повыше ния содержания оксида при измельче нии исходного порошка. Для того чтобы увеличить пластичность порош ковых полуфабрикатов, размол порош ков бериллия ведут в безокислительной среде. Чистый спеченный бериллий с чрезвычайно мелкозернистой структу рой (d = 1 -4- 3 мкм) обладает склон ностью к сверхпластичности. При тем пературе 600-700 °С и малых скоростях деформаций пластичность 8 = 300%. Более высокая пластичность спеченных из порошков блоков позволяет подвер гать их не только горячей обработке да влением, но и тепловой обработке при температуре 400-500 °С. Эта температу ра ниже температуры рекристаллизации бериллия (tpgjp = 700 °С), поэтому позво ляет сохранить наклеп и получить высо кую прочность ств = 650 -5- 700 МПа. Пластичность полуфабрикатов из спе ченного бериллия в большей степени за висит и от технологии горячей обработ ки давлением. В настоящее время разра ботана технология получения текстуро ванных прутков методом горячего вы давливания спеченного бериллия. Прут ки бериллия имеют текстуру базисной плоскости и пластичность 8 = 20%. На листах бериллия, полученных попереч ной прокаткой этих прутков, текстура базисной плоскости сохраняется, и та кой бериллий имеет пластичность 8 = = 30-5-40%. В том и другом случае ба зисная плоскость ориентируется вдоль оси прутка или в плоскости листа, по этому при растяжении касательные на пряжения в них равны нулю. Скольже ние идет по плоскостям призмы, число которых в гексагональной решетке поликристаллического бериллия значи- Материалы с высокой удельной прочностью тельно больше, чем базисных, что и обеспечивает хорошую пластичность. В направлении, перпендикулярном пло скости листа, пластичность уменьшается до нуля. И зделия из спеченных блоков можно также изготовлять на металлорежущих станках, однако вследствие плохой обрабатываемости резанием необходи м о применять твердосплавный инстру мент. Сваривается бериллий дуговым методом в аргоне, гелии или вакууме. П омим о высокой стоимости, малой пластичности, низкой технологичности и анизотропии свойств к недостаткам следует отнести токсичность бериллия. П опадая в легкие, он вызывает тяжелое легочное заболевание (бериллиоз). На коже бериллиевая пыль, мелкие частицы вызываю т зуд, а попадая в р ан к и -о п у холи и язвы. В связи с этим обработку бериллия на металлорежущих станках проводят в специальных помещениях и в специальных пылезащитных костю мах и масках. При работе с бериллием необходимо тщ ательно выполнять пра вила техники безопасности. По удельным прочности (см. табл. 12.1) и жесткости (рис. 13.13) бе риллий превосходит высокопрочные стали и все сплавы на основе легких ме таллов Mg, Al и Ti, а по удельной жест кости и металлы, обладающие более высоким модулем упругости (W и Мо). К тому же высокий модуль упругости бериллия (£ = 310 ГПа) м ало изменяет ся при увеличении температуры до 450 °С. Вот почему бериллий является одним из лучших материалов для дета лей конструкций, где особо важны со бственная масса конструкции, жесткость ее силовых элементов. Расчеты показа ли, что самолет, изготовленный на 80% из бериллия, будет в 2 раза легче, чем из алюминия. При этом на 40% увели чивается дальность полета и значитель но повышается грузоподъемность само лета. Бериллий применяют в консолях крыльев, элеронах, тягах управления и других деталях сверхзвуковых самоле- 245 Рис. 13.13. Зависимость удельной жесткости различных материалов от температуры: / — бериллий; 2 — КМ эпоксидная матрица —угле родное волокно; 3 — КМ эпоксидная матрица — волокно бора; 4 —сталь; 5 — титановые сплавы: 6 — алюминиевые сплавы; 7 — магниевые сплавы тов, в ракетной технике из него изгото вляют панели обшивки, промежуточные отсеки, соединительные элементы, при борные стойки и др. Высокие удельные жесткость и особенно прочность прово локи диаметром несколько микроме тров (а в ^ 1300 МПа) открываю т еще одну область применения б ер и л л и я -ар мирование композиционных материалов на основе Al, Ti и др., которые находят большое применение в ракетной и кос мической технике. Бериллий обладает большой скрытой теплотой плавления и очень высокой скрытой теплотой испарения. П о удель ной теплоемкости он в 2,5 раза превос ходит алюминий, в 4 р а з а -т и т а н и в 8 р а з -с т а л ь , по электропроводимости и теплопроводности стоит за алю м и нием, уступая ему в теплопроводности только ^ 12%. Все эти свойства способ ствуют успешному применению берил лия в качестве теплозащ итного мате риала в ракетной и особенно космиче ской технике (головные части ракет, передние кромки крыльев сверхзву ковых самолетов, оболочки кабин кос монавтов). 246 Материалы, применяемые в машиио• и приборостроении Высокий модуль упругости при малой плотности обеспечивает бериллию стой кость к резонансным колебаниям, хоро шее сопротивление усталостным разру шениям, большую скорость распростра нения звука (в 2,5 раза больше, чем в стали). Отсюда новые области приме нения: соответственно, двигателестроение, акустическая техника. Сочетание высокой удельной жестко сти, размерной стабильности, теплопро водности, а также близкий к стали тем пературный коэффициент линейного расширения делают бериллий незаме нимым материалом для ответственных деталей высокоточных приборов. Его применяют в инерциальных системах навигации для ракет, самолетов, под водных лодок. Из него изготовляют де тали гиростабилизированных платформ и гироскопов. Применение бериллия как конструк ционного материала в атомной технике вызвано его способностью слабо погло щать тепловые •нейтроны (см. п. 14.5). Кроме того, бериллий используют как источник a-излучения, а также как конструкционный.материал при изгото влении рентгеновских трубок. Бериллий очень слабо поглощает рентгеновские лучи (в 17 раз хуже, чем алюминий). Бериллиевые сплавы. Основные труд ности при создании бериллиевых спла вов вытекают из его недостатков: боль шой хрупкости и высокой стоимости. Главная сложность при легировании бериллия, как было указано ранее, обусловлена малым размером атома бе риллия. Большинство элементов, рас творяясь в бериллии, искажают его кри сталлическую решетку, в результате чего увеличивается его хрупкость. В свя зи с этим наибольшее распространение получили сплавы бериллия с практиче ски нерастворимым в нем при 20 °С алюминием. Из диаграммы состояния Al-В е (рис. 13.14) видно, что при темпе ратуре 20 °С бериллий практически не растворим в алюминии. Поэтому эвтек тика, образующаяся при концентрации г,с ж ^ ------ 1100 Ж+Bei 900 БЧ5° 700 12,5 500 т Al+Bc 1 1 At 10 30 1-----1----- 1— 70 Be, % 50 Рис. 13.14. Диаграмма состояния А1—Be 2,5% А1, состоит из почти чистого алю миния с незначительным количеством вкраплений бериллия и характеризуется высокой пластичностью. Чем больше содержится в сплавах бериллия, тем вы ше их прочность и жесткость (рис. 13.15) Практическое применение нашли заэвктические сплавы, содержащие ~20 — 40 % А 1. Они имеют структуру, со стоящую из мягкой пластичной эвтекти ки и твердых хрупких включений пер вичного бериллия. Сплавы пластичнее и поэтому технологичнее чистого берил лия; они обладают высокими проч ностными свойствами и жесткостью. Так, сплав, содержащий 24% А1 (осталь ное Be), характеризуется следующими свойствами: ств = 620 МПа; ст02 = 5Ю МПа; 8 = 3%; £ = 260 ГПа. Легирование двойных сплавов эле ментами, растворимыми в бериллиевой фазе, ухудшает свойства этой фазы Рис. 13.15. Зависимость механических свойств сплавов А1—Be от содержания бериллия М атериалы с высокой удельной прочностью 247 вают увеличение прочности при повы шенных температурах. Однако более высокими показателями в этом случае обладает бериллий, полученный метода ми порошковой металлургии с повы шенным содержанием оксида ВеО (до 4%). Сохраняют прочность до очень высо кой температуры так называемые беРис. 13.16. Зависимость механических свойств риллиды. Они представляют собой инсплавов Al —Be —Mg (5%) от содержания терметаллидные соединения бериллия бериллия с переходными металлами (Та, Nb, Zr и др.). Бериллиды имеют высокую тем и сплава в целом, а элементами, раство пературу плавления ( ~ 2000 °С), высо римыми в алюминиевой фазе, улучшает кую твердость (H V 5000-10000), жест свойства сплавов. Наиболее благоприят кость (Е х 300 ч- 350 ГПа) при сравни но на свойства сплавов влияет дополни тельно низкой плотности ( ~ 2700-5000 тельное легирование магнием в преде кг/м3). Однако они очень хрупкие. Из лах его растворимости в алюминии. них изготовляют методами порошковой Однако значительный эффект упрочне металлургии мелкие несложные по фор ния (рис. 13.16) при одновременном по ме детали для гироскопов и систем вышении пластичности наблюдается на управления. сплавах с малым содержанием берил лия. При содержании в сплаве более 13.3. Композиционные материалы 70% Be резко ухудшается пластичность Общая характеристика и классифика и практически не меняется прочность. Добавка 5% Mg к сплаву с низким со ция. Композиционные материалы по держанием бериллия (30%) увеличивает удельным прочности и жесткости, проч предел прочности от 200 до 450 МПа, ности при высокой температуре, сопро относительное удлинение-от 18 до тивлению усталостному разрушению 25%. Заметно повышается и модуль и другим свойствам значительно пре все известные конструк нормальной упругости (до 150-300 восходят ГПа). В отличие от двойных сплавов, ционные сплавы (рис. 13.17). Уровень за которые спекают и прессуют из порош данного комплекса свойств проекти ков, сплав с магнием получают сплавле руется заранее и реализуется в процессе нием. Слитки подвергают обработке да изготовления материала. При этом ма влением. Сплав поставляют в виде териалу придают по возможности фор приближающуюся деформированного или отожженного му, максимально полуфабриката (Готжиг* S 350 -г 400 °С). к форме готовых деталей и даже от Сплав хорошо сваривается и рекомен дельных узлов конструкции. Композиционными называют слож дуется для сварных конструкций. ные материалы, в состав которых Легирование бериллия элементами Ni, Со, Си и др., расширяющими темпе входят сильно отличающиеся по свой ратурную область существования пла ствам нерастворимые или малораство стичной высокотемпературной модифи римые друг в друге компоненты, разде кации Вев, увеличивает диапазон горя ленные в материале ярко выраженной чей обработки давлением. Эти элементы границей. Принцип создания композиционных оказывают упрочняющее действие и снижают пластичность при 20 °С. Ни материалов заимствован у природы. естественных композикель ( < 0,5 %) и кальций ( < 1 %) вызы Примером 248 Материалы, применяемые « машина- и приборостроении Рис. 13.17. Удельная прочность и удельный модуль упругости некоторых неармированных и композиционных материалов, арми рованных 50 об. % волокон: I —алюминий; 2 —титан и сталь; 3 — титан, арми рованный бериллиевой проволокой; 4 — титан, ар мированный волокнами SiC; 5 —титан, армирован ный волокнами борсика; б — алюминий, армиро ванный борными волокнами; 7 —эпоксидная смо ла, армированная волокнами графита; 8 —эпок сидная смола, армированная борными волокнами ционных материалов могут служить стволы и стебли растений, кости челове ка и животных. В дереве волокна цел люлозы соединены пластичным лигни ном, в костях тонкие прочные нити фосфатных солей - пластичным коллаге ном. Свойства композиционных материа лов в основном зависят от физико-меха нических свойств компонентов и проч ности связи между ними. Отличитель ной особенностью композиционных м а териалов является то, что в них про являются достоинства компонентов, а не их недостатки. Вместе с тем компо зиционным материалам присущи свой ства, которыми не обладают отдельно взятые компоненты, входящие в их со став. Для оптимизации свойств компо зиций выбирают компоненты с резко отличающимися, но дополняющими друг друга свойствами. Основой композиционных материа лов (матриц) служат металлы или сплавы (композиционные материалы на металлической основе), а также поли меры, углеродные и керамические мате риалы (композиционные материалы на неметаллической основе). Матрица связывает композицию, при дает ей форму. О т свойств матрицы в значительной степени зависят техно логические режимы получения компози ционных материалов и такие важные эксплуатационные характеристики, как рабочая температура, сопротивление усталостному разрушению, воздействию окружающей среды, плотность и удель ная прочность. Созданы компози ционные материалы с комбинированны ми матрицами, состоящими из чередую щихся слоев (двух или.более) различно го химического состава. Композиционные материалы с комби нированными матрицами называют полиматричными (рис. 13.18,а). Для полиматричных материалов характерен более обширный перечень полезных свойств. Например, использование в ка честве матрицы наряду с алюминием титана увеличивает прочность материа л а в направлении, перпендикулярном оси волокон. Алюминиевые слои в м а трице способствуют уменьшению плот ности материала. В матрице равномерно распределены остальные компоненты (наполнители). Поскольку главную роль в упрочнении композиционных материалов играют наполнители, их часто называют упроч- . 2 / Матрица I Волокно fli Патрица Волокно 1 ffj Рис. 13.18. Схемы полиматричного (а) и полиармированного (б) композиционных мате риалов Материалы с высокой удельной прочностью нителями. Упрочнители должны обла дать высокими прочностью, твердостью и модулем упругости. По этим свой ствам они значительно превосходят ма трицу. С увеличением модуля упругости и временного сопротивления наполните ля повышаются соответствующие свой ства композиционного материала, хотя они и не достигают характеристик на полнителя. Наполнители называют еще армирующими компонентами. Это бо лее широкое понятие, чем «упрочнитель». Оно не конкретизирует роль наполните ля и поэтому показывает, что наполни тель вводится в матрицу для изменения не только прочности, но и других свойств. Свойства композиционного материа ла зависят также от формы или геомет рии, размера, количества и характера 249 распределения наполнителя (схемы ар мирования). По форме наполнители разделяют на три основные группы (рис. 13.19,а): нуль-мерные [1), одномерные (2), дву мерные (3). Нуль-мерными называют наполните ли, имеющие в трех измерениях очень малые размеры одного порядка (частицы). Одномерные наполнители имеют малые размеры в двух направле ниях и значительно превосходящий их размер в третьем измерении (волокна). Двумерные наполнители имеют два раз мера, соизмеримые с размером компо зиционного материала, значительно превосходящие третий (пластины, ткань). По форме наполнителя компози ционные материалы разделяют на дис- W 6) 0) г) х г t-x ~ h ~ Lz х г Рис. 13.19. Классификация композиционных матери алов по форме наполни теля (а) и схемы армиро вания (б. в, г) 250 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении персно-упрочненные и волокнистые. Дисперсно-упрочненными называют композиционные материалы, упроч ненные нуль-мерными наполнителями. К волокнистым относят компози ционные материалы, упрочненные одно мерными или одномерными и дву мерными наполнителями. По схеме армирования компози ционные материалы подразделяют на три группы: с одноосным, двухосным и трехосным армированием (см. рис. 13.19,6 -г).. Для одноосного (линейного) армиро вания используют нуль-мерные и одно мерные наполнители (см. рис. 13.19, б). Нульмерные располагаются так, что рас стояние между ними по одной оси (напри мер, по оси х) значительно меньше, чем по двум другим. В этом случае объем ное содержание наполнителя составляет 1—5%. Одномерные наполнители распо лагаются параллельно друг другу. При двухосном (плоскостном) арми ровании используют нуль-, однои двухмерные наполнители (см. рис. 13.19,в). Нуль-мерные и одномерные на полнители располагаются в плоскостях, параллельных друг другу. При этом расстояние между ними в пределах пло скости значительно меньше, чем между плоскостями. При таком расположении нуль-мерного наполнителя его содержа ние доходит до 15-16%. Одномерные наполнители расположены также в па раллельных плоскостях. При этом в пределах каждой плоскости они рас положены параллельно, а по отноше нию к другим плоскостям под разными углами. Двумерные наполнители распо ложены параллельно друг другу. При трехосном (объемном) армирова нии нет преимущественного направле ния в распределении наполнителя. Для армирования используют нуль-мерные и одномерные наполнители (см. рис. 13.19, г). Расстояние между нуль-мерны ми наполнителями одного порядка. В этом случае их объемное содержание может превышать 15-16%. Одномерные наполнители помещают в трех взаимно перпендикулярных плоскостях. Для расширения комплекса свойств или усиления какого-либо свойства при армировании композиционных материа лов одновременно используют наполни тели различной формы. Например, для увеличения прочности связи между одномерными наполнителями (стек лянным или углеродным волокном) и полимерной матрицей в нее вводят нуль-мерный наполнитель (частицы ас беста, карбида кремния и др.). С этой же целью применяют армирование напол нителями одной формы, но разного со става. Так, для повышения модуля упру гости композиционных материалов с полимерной матрицей, армированной стеклянным волокном, дополнительно вводят волокна бора. Композиционные материалы, которые содержат два и более различных напол нителя, называют полиармированными (см. рис. 13.18,6). Дисперсно-упрочненные компози ционные материалы. Структура и свой ства. В дисперсно-упрочненных компо зиционных материалах наполнителями служат дисперсные частицы тугоплав ких фаз-оксидов, нитридов, боридов, карбидов (А12Оэ, S i02, BN, SiC и др.). К достоинствам тугоплавких соедине ний относятся высокие значения модуля упругости, низкая плотность, пассив ность к взаимодействию с материалами матриц, а таких, как оксиды алюминия и кремния,- большая распространен ность в природе и невысокая стоимость образующих их элементов. Дисперсно-упрочненные компози ционные материалы в основном полу чают методами порошковой металлур гии, но существуют и другие методы, например, метод непосредственного вве дения наполнителей в жидкий металл или сплав перед разливкой. В последнем случае для очистки от жировых и дру гих загрязнений, улучшения смачивае мости частиц жидким металлом и рав номерного распределения их в матрице Материалы с высокой удельной прочностью применяют ультразвуковую обработку жидкого расплава. В дисперсно-упрочненных компози ционных материалах основную нагрузку воспринимает матрица, а дисперсные частицы упрочнителя оказывают сопро тивление движению дислокаций при на гружении материала, мешают развитию пластической деформации. Чем больше это сопротивление, тем выше прочность. Поэтому прочность зависит также от дислокационной структуры, формирую щейся в процессе пластической дефор мации при изготовлении изделий из композиционного материала. Кроме то го, дисперсные частицы наполнителя оказывают «косвенное» упрочняющее действие, способствующее образованию структуры с большой степенью неравноосности зерен (волокнистой). Такая структура формируется при сочетании пластической деформации и отжигов. При этом дисперсные включения ча стично или полностью препятствуют рекристаллизационным процессам. Уровень прочности зависит от объем ного содержания упрочняющей фазы, равномерности ее распределения, степе ни дисперсности и расстояния между частицами. Согласно формуле Орована, сопротивление сдвигу увеличивается с уменьшением расстояния между ча стицами : а = Gb/l, где G — модуль сдвига; b —межатомное расстояние; /-расстояние между части цами. Большое упрочнение достигается при размере частиц в пределах 0,01-0,1 мкм и расстоянии между ними 0,05-0,5 мкм. Объемное содержание частиц зависит от схемы армирования (см. с. 250). Преимущество дисперсно-упроч ненных композиционных материалов по сравнению с волокнистыми-изотроп ность свойств. К дисперсно-упроч ненным композиционным материалам на алюминиевой основе, нашедшим промышленное применение, относится 251 материал из спеченной алюминиевой пудры (САП), на никелевой основеизвестны композиции, упрочненные ча стицами оксидов тория, иттрия, гафния и др. Дисперсно-упрочненные компози ционные материалы на алюминиевой ос нове. Материал САП характеризуется высокой прочностью, жаропрочностью, коррозионной стойкостью и термиче ской стабильностью свойств. САП состоит из алюминия и оксида алюминия. Получают САП путем по следовательного брикетирования, спека ния и прессования окисленной с поверх ности алюминиевой пудры. Исходным материалом при получе нии пудры служит порошок - пульверизат, который изготовляют распылением расплавленного алюминия А6 (ГОСТ 11069-74). Порошок размельчают в ша ровых мельницах в атмосфере азота с добавлением 2-3 % кислорода и 0,25-1,2% стеариновой кислоты. Кис лород добавляют для окисления вновь образованных поверхностей пудры, стеарин-для облегчения скольжения и препятствия свариванию частиц пудры. Частицы пудры имеют форму чешуек толщиной менее 1 мкм. Размер частиц по длине и ширине одного по рядка. Он зависит от длительности раз мола. Толщина оксидной пленки частиц равна 0,01-0,1 мкм. Чем продолжитель нее время размола, тем мельче частицы пудры, больше их общая поверхность и, следовательно, выше содержание окиси алюминия. Например, пудра марки АПС-l.c размером частиц 30-50 мкм со держит 6 —8% А12Оэ, а пудра АПС-2, имеющая размер частиц 10—15 мкм, - 9 - 1 2 % А12Оэ. В СССР освоена технология получения алюминиевой пудры четырех марок и соответствую щих им марок САП (табл. 13.3). Структура САП представляет собой алюминиевую основу с равномерно рас пределенными дисперсными включения ми А120 3. С увеличением содержания А120 3 повышаются прочность, твер- 252 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении 6 -8 9 - 12 1 3 -1 7 1 8 -2 2 ai2o „ С0 Е 2к свойства 1 о cd С 2 а О "К о. "а ь S л о СО £, ГПа Содержание САП-1 САП-2 САП-3 САП-4 % Материал ТАБЛИЦА 13.3. Механические САП 300 350 400 450 II 13 15 17 220 7 280 5 320 3 370 1,5 67 71 76 80 Ь чв о\ ”йо ! о, ; hj S] 2,1 2,6 2,8 2,9 дость, жаропрочность САП и умень шается его пластичность (рис. 13.20). Высокая прочность САП объясняется большой дисперсностью оксидной фазы, малым расстоянием между ее частица ми. Нерастворимость в алюминии и от сутствие склонности к коагуляции тон кодисперсных частиц А12О э обеспечи вает стабильность структуры и высокую прочность при температурах до 500 °С. САП хорошо деформируется в горя чем состоянии, хуже-в холодном, легко обрабатывается резанием и удовлетво рительно сваривается контактной, арго нодуговой сваркой. В настоящее время в основном применяют САП-1, САП-2 и САП-3, из них производят все виды полуфабрикатов: листы, профили, штамповые заготовки, трубы, фольгу. САП используют для деталей, работаю• $% 6в, б” °, МПа Дисперсно-упрочненные компози ционные материалы на никелевой основе. 35 25 15 5 0 2 if щих при температуре 300—500 °С, от ко торых требуются высокая удельная прочность и коррозионная стойкость (поршневые штоки, лопатки компрессо ров, лопасти вентиляторов и турбин в химической и нефтяной промышлен ности, конденсаторы, обмотки транс форматоров в электротехнике). Спеченные алюминиевые сплавы (САС) изготовляют в основном по той же технологии, что и СА П -из порош ков, полученных распылением спла вов заданных составов. Практическое значение имеют сплавы с низким температурным коэффициен том линейного расширения, близким к коэффициенту линейного расширения стали, и высоким модулем упругости. Так, САС состава: 25-30% Si; 5-7% Ni; остальное Al —имеет а = (14,5 —15,5) х х 10_б 1/°С; Е — 100 ГПа. Эти сплавы заменяют более тяжелые стали при изготовлении отдельных деталей при боров. Механические свойства САС характеризуются достаточно высокой прочностью, твердостью (ав = 260 МПа; НВ 1200) и низкой пластичностью (5 = = 1,5 -г- 1 %). Преимущества спекаемых алюминиевых сплавов по сравнению с обычными аналогичного состава-от сутствие литейных дефектов (ликвации, шлаковых включений и т. д.) и мелко зернистая структура с равномерным распределением фаз. 6 8 А1}03,°/о Рис. 13.20. Зависимость механических свойств САП от содержания А120 3 В качестве матрицы используют никель и его сплавы с хромом ( ~ 20 %)' со структурой твердых растворов. Сплавы с хромоникелевой матрицей обладают более высокой жаростойкостью. Упрочнителями служат частицы оксидов то рия, гафния и др. Временное сопроти вление в зависимости от объемного содержания упрочняющей фазы изме няется по кривой с максимумом. На ибольшее упрочнение достигается при содержании 3,5-4 % НЮ2; ств = = 750 -4- 850 МПа; o j(p g ) = 9 -г 10 км; 5 = 8-f-12%. Легирование никелевой М атериалы с высокой удельной прочностью 253 матрицы W, Ti, Al, обладающими пере менной растворимостью в никеле, до полнительно упрочняет материалы в ре зультате дисперсионного твердения ма трицы, происходящего в процессе охлаждения с температур спекания. Ме тоды получения этих материалов до вольно сложны. Они сводятся к смеши ванию порошков металлического хрома и легирующих элементов с заранее при готовленным (методом химического осаждения) порошком никеля, содержа щим дисперсный оксид гафния или дру Рис. 13.21. Теоретическая зависимость эффек тивности упрочнения композиционного м ате гого элемента. После холодного прессо риала от соотнош ения I/d упрочнителя вания смеси порошков проводят горя чую экструзию брикетов. Волокнистые композиционные мате /Кр = <yBd/{2x)' lKp/d = < yj( 2т). риалы. Структура и свойства. В волок Теоретические расчеты, подтвержден нистых композиционных материалах упрочнителями служат волокна или ни ные практикой, показывают, что чем тевидные кристаллы чистых элементов тоньше и длиннее волокно, а точнее, и тугоплавких соединений (В, С, А120 3, чем больше отношение длины к диаме SiC и др.), а также проволока из метал тру, тем выше степень упрочнения лов и сплавов (Mo, W, Be, высокопроч (о5м/а®) композиционного материала ная сталь и др.). Для армирования ком (рис. 1321). В качестве матриц металли позиционных материалов используют ческих композиционных материалов ис непрерывные и дискретные волокна диа пользуют металлы: алюминий, магний метром от долей до сотен микрометров. и титан, жаропрочный никель и сплавы При упрочнении волокнами конечной на их основе; для неметаллических-по длины нагрузка на них передается через лимерные. углеродистые, керамические матрицу с помощью касательных на материалы. Свойства волокнистых компози пряжений. В условиях прочного (без проскальзывания) соединения волокна ционных материалов в большой степени с матрицей нагрузка на волокна при зависят от схемы армирования (рис. растяжении равна т х ndl, где т - каса 13.22). Ввиду значительного различия тельное напряжение, возникающее в ма в свойствах волокон и матрицы при трице в месте контакта с волокном; одноосном армировании физическим и механическим свойствам присуща d - диаметр волокна; /-длина волокна. С увеличением длины волокна повы анизотропия. При нагружении растяже шается возникающее в нем напряжение. нием временное сопротивление и мо При определенной длине, названной дуль упругости композиционных мате критической, напряжение достигает мак риалов достигают наибольших значений симального значения. Оно не меняется в направлении расположения волокон, при дальнейшем увеличении /ужны во наименьших —в поперечном направле локна. Длина /кр определяется из равен нии. Например, композиционный мате ства усилий в матрице на границе с во риал с матрицей из технического алю локном и в волокне с учетом симме миния АД1, упрочненный волокнами тричного распределения напряжений бора, в направлении волокон имеет <7, = 1000 -г 1200 МПа, а в попереч в нем: ном-всего 60-90 МПа. Анизотропия xndl^/2 = a ,n d 2/4\ 254 Материалы, применяемые и машине• и приборостроении Согласно закону Гука, напряжения можно выразить через модули упруго сти. Тогда рв/рм _ £вев^в/|-£мем(1 _ J/Й)]. При условии прочного (без про скальзывания) соединения волокон с ма трицей в момент приложения нагрузки в них возникает одинаковая деформа ция, т. е. ев = 8м. Следовательно, рв/рм = &У»/[Е"(1 _ | | | Рис. 13.22. Схемы армирования (1—5) ком позиционных материалов и их влияние на напряжения при растяжении эпоксидных углепластиков свойств не наблюдается при двухосном армировании с взаимно перпендику лярным расположением упрочняющих волокон (см. рис. 13.22). Однако по срав нению с одноосным армированием прочность вдоль оси волокон умень шается почти в 3 раза с 1000 до 350 МПа (рис. 13.23). Остаются низкими ха рактеристики при сжатии и сдвиге. При нагружении материала вдоль волокон растяжением нагрузку в основном во спринимают высокопрочные волокна, а матрица служит средой для передачи усилий. Соотношение нагрузки, воспри нимаемой волокнами (Рв) и матрицей (Рм), выражают через возникающие в них напряжения, соответственно, а® и стм: р в /р м = а 8Г®/ [стм (1 - Vе)], где К®-объем волокон. т. е. чем выше модуль упругости воло кон £ в и больше их объем, тем в боль шей степени они воспринимают прило женную нагрузку. Объемная доля упрочнителя коле блется в широких пределах-от несколь ких единиц до 80-90%. При этом ком позиционные материалы с ориентиро ванными непрерывными волокнами со держат их, как правило, в количестве 60 —80 %. Содержание хаотически распо ложенных дискретных волокон и ните видных кристаллов ограничивается 20-30%, поскольку различие в их длине и диаметре создает технологические трудности в получении плотноупакованных материалов. Модуль упругости композиционного материала сравнительно достоверно Паперен20 15 10 5 0 ОЛемное содержание Волокна, % Рис. 13.23. Зависимость временного сопро тивления композиционных материалов ВКА-1 от содержания и ориентации волокон 255 Материалы с высокой удельной прочностью ТАБЛИЦА 13.4. Механические свойства одноосно-армированных композиционных материалов с металлической матрицей ВКА-1 ВКУ-1 КАС-1 ВКМ-3 исходя из содержания V,' ств, МПа '"Sol ш р 0,0 Sf х (20 °С) 240 9 1200 600 42 270 12 4,8 33 120 2 1600 350 45 9 ■) 57 200 9 1250 - 30-40 1,8 42 130-150 8 700 - 800 свойств волокон ному разрушению, которое начинается с матрицы. Гетерогенная структура, по верхности раздела между волокном и матрицей затрудняют процесс распро странения трещины в направлении, пер пендикулярном оси волокон. В связи с этим композиционные материалы ха рактеризуются высокими значениями предела выносливости. Так, по пределу выносливости композиционные мате риалы на алюминиевой основе превос ходят лучшие алюминиевые сплавы в 3-4 раза. При изготовлении деталей из компо зиционных материалов волокна ориен тируют так, чтобы с максимальной вы годой использовать их свойства с уче том действующих в конструкции нагру зок. Прочность композиционных материа лов в большой степени зависит от проч- зво Количе ство, % р, т/м-' 50 2,65 45 30-40 2,2-2,3 40 Е°* — PV* + £ “ (1 - Vя). Например, модуль упругости компо зиционного материала с алюминиевой матрицей (£ = 70 ГПа), упрочненного 50 об. % волокон бора (£ = 420 ГПа), равен 70 0,5-420 -0,5 = 245 ГПа, что хорошо согласуется с модулем упругости реаль ного композиционного материала ВКА-1 (£ = 240 ГПа, табл. 13.4). Вре менное сопротивление композиционных материалов изменяется в зависимости от объемного содержания наполнителя также по закону аддитивности (рис. 13.24). Исключение составляют мате риалы с очень малым ( < 5 %) или очень большим (> 8 0 % ) содержанием волок на. Временное сопротивление компози ционного материала подсчитывают по формуле: oJM= ajjК" + ст“ (1 - У®), где crjj и Ств - соответственно временное со противление волокна и матрицы. Малые значения прочности и жестко сти композиционных материалов в на правлении, перпендикулярном располо жению волокон, при растяжении объяс няются тем, что в этом случае, также как при сжатии и сдвиге, они опреде ляются свойствами матрицы. Большую роль играет матрица в сопротивлении композиционных материалов усталост £, ГПа о * (на базе циклов Материал Алюми Борное волок ний но » Углеродное волокно » Стальная проволока во Магний Борное локно » Углеродное волокно подсчитывают, и объемного и матрицы: 2ж Наполнитель О-I. м Компози ционный Матрица материал 900-1000 200 Рис. 13.24. Схема изменения прочности во локнистого материала в зависимости от содержания упрочнителя 256 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении ности сцепления волокон с матрицей. рамические волокна. Улучшение сцепле Для их качественного соединения необ ния достигается травлением, поверх ходимо прежде всего обеспечивать хо ностной обработкой волокон, называе роший контакт (без загрязнений, га мой вискеризацией. Вискеризация - это зовых и других включений) по всей выращивание монокристаллов карбида поверхности соединений. Компози кремния на поверхности углеродных, ционные материалы относятся в основ борных и других волокон перпендику ном к термодинамически неравно лярно их длине. Полученные таким весным системам, что является главной образом «мохнатые» волокна бора на причиной диффузионных процессов зывают «борсик». Вискеризация способ и химических реакций, происходящих на ствует повышению сдвиговых характе границе раздела между волокном и ма ристик, модуля упругости и прочности трицей. Эти процессы протекают при при сжатии без снижения свойств вдоль изготовлении композиционных материа оси волокна. Так, увеличение объемного лов и при их использовании. Некоторое содержания нитевидных кристаллов до взаимодействие между компонентами 4-8 % повышает сдвиговую прочность необходимо для обеспечения прочной в 1,5-2 раза, модуль упругости и про связи между ними, передачи напряже чность при сжатии на 40-50% . ний. Для металлических компози На поверхности соединения компо ционных материалов прочная связь ме нентов не должно происходить химиче жду волокном и матрицей осущест ских реакций, приводящих к поврежде вляется благодаря их взаимодействию нию волокон, ухудшению их свойств и образованию очень тонкого слоя и свойств композиционного материала. (1-2 мкм) интерметаллидных фаз. Если При сильном взаимодействии компо между волокнами и матрицей нет взаи нентов временное сопротивление воло модействия, то на волокна наносят спе кон и композиционного материала в це циальные покрытия для его обеспече лом значительно снижается. Например, ния, но прослойки образующейся при временное сопротивление волокон кар этом фазы должны быть очень тонкими бида кремния в композиционном мате (рис. 13.25). Связь между компонентами риале с титановой матрицей в результа в композиционных материалах на неме те такого взаимодействия снизилось таллической основе осуществляется с 320 до 210 МПа, что вызвало сниже ние временного сопротивления компо с помощью адгезии (см. с. 261). Плохой адгезией к матрице обладают зиционного материала на 30%. Для высокопрочные борные, углеродные, ке уменьшения взаимодействия применяют Рис. 13.25. Структура из лома композиционного материала ВКА-1 Материалы с высокой удельной прочност ью легирование как матриц, так и волокон, защитные покрытия волокон, низкотем пературные и высокоскоростные спо собы изготовления композиционных ма териалов. Кроме того, прочность сцепления ме жду компонентами зависит от их меха нической совместимости, на которую влияет разница в пластических свой ствах, в коэффициентах Пуассона и ли нейного расширения, модулей упругости. Механическая несовместимость приво дит к возникновению остаточных напря жений на границе раздела компонентов, которые при достижении определенной величины вызывают нарушение связи между компонентами. Виды и свойства упрочнителей. Физи ческие и механические свойства волокон и нитевидных кристаллов представлены в табл. 13.5. 257 Из металлических упрочнителей ши роко применяют стальную проволоку, которая является наиболее дешевым и технологичным упрочнителем. В на стоящее время в основном используют проволоку из коррозионно-стойких ста лей аустенитного, аустенитно-мартенситного и мартенситного классов. Б оль шая степень пластической деформации при получении проволоки обусловли вает большую плотность структурных дефектов и высокие прочностные харак теристики. Например, проволока из ста ли ВНС9 (18Х15Н5АМЗ) диаметром 0,16-0,3 мм имеет ств = = 3500-^-4000 МПа. Высокая температу ра рекристаллизации обеспечивает стальной проволоке хорошую про чность, при высокой температуре осо бенно из сталей аустенитного класса. При изготовлении композиционных ма- ТАБЛИЦА 13.5. Свойства волокон и нитевидных монокристаллов Материал Гемперату-1 ра плавле р, т/м-’ ния или размягче ния, “С °в/(Р g)> км ов. МПа Е, ГПа Средний 1 диаметр 1 волокна, мкм I : Волокна Углерод или графит Бор на вольфрамо вой проволоке Борсик на вольфра мовой проволоке Карбид кремния на вольфрамовой про волке Оксид алюминия 1687-3374 I 1 1 0 -2 1 0 1 2 1 6 -6 7 7 2707-4060 1 1 0 - 160 3 7 3 -4 0 2 3650 2300 1 ,6 -2 2,63 2300 2,77 2707-4060 100 -1 6 0 3 7 3 -4 1 2 104 2200 3,35-3,46 2236-3893 : 6 7 -1 2 0 4 9 2 -4 7 1 102 2040 3,14 2030 66 169 з 1284 3410 2,5 1.85 19,3 7.8 4482 6 8 6 -9 8 1 1657-3207 3800 183 3 8 -5 4 9 -1 7 48 89,3 295 420 125—1SOO * 1ЛИ1 1 | А120 3 Стекло Бериллий Вольфрам Сталь ВНС9 5,8 —7,6 102-142 — (18Х15Н5АМЗ) ■ j 51 —1270 11эи ял 200 fcU V 11 Нитевидные монокристаллы Сапфир, AUOj Карбид кремния 2040* 2690* * Температура разложения. 9 Под ред. Б. Н. Арзамасова 3,96 3,22 1 4021-23634 13533-40600 110 -620 440 402- 1010 0 ,5 1 - Ц 441 1010 0 ,5 1 - 1 1 258 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении териалов с алюминиевой матрицей, ар вления и полирования. Ценным свой мированной стальной проволокой, тем ством сильнодеформированной берилпература не должна превышать 550 °С лиевой проволоки является высокая во избежание активного взаимодействия температура рекристаллизации (700°С). между компонентами. Композиционные Бериллиевую проволоку целесообразно материалы изготовляют сваркой взры применять для армирования матриц, вом, прокаткой в вакууме, диффу обладающих малой плотностью, т. е. на зионным спеканием. Для надежного сце алюминиевой, магниевой или титановой пления компонентов при использовании основах. твердофазных методов необходимо об Для армирования металлических новление контактных поверхностей, раз и полимерных матриц широко исполь рушение оксидных пленок. зуют борные волокна. Они характери Более высокой жаропрочностью обла зуются высокой прочностью, твер дает проволока из тугоплавких метал достью, малой склонностью к разруше лов (Мо, W, Та). Высокие прочностные нию при повышении температуры. свойства такой проволоки сохраняются Борные волокна получают разложением до 1200-1500 °С, и поэтому ее приме хлорида и бромида бора в среде водо няют для армирования жаропрочных рода 2ВС13 + З Н 2 -*2В + 6НС1 с после матриц. Это увеличивает рабочие тем дующим осаждением бора из газовой пературы и срок службы жаропрочных среды на горячей вольфрамовой нити сплавов. Недостатком наполнителя из (dm 12 мкм). В результате взаимодей тугоплавких металлов является их высо ствия бора с вольфрамом сердцевина кая плотность. борных волокон состоит из боридов во Малой плотностью и большой удель льфрама различного состава: WB, ной прочностью обладает проволока из W2B5, WB5. При продолжительном на бериллия. Механические свойства про греве сохраняется в основном волоки сильно зависят от качества ее W B 4. Волокна бора имеют ромбическую поверхности. Бериллиевую проволоку кристаллическую решетку. Полученные получают выдавливанием из литой или таким способом волокна бора имеют порошковой заготовки, заключенной d = 70-^200 мкм. в оболочку. Лучшим материалом обо Прочность сердцевины значительно лочки является никель. После волочения ниже прочности волокна в целом. оболочку с проволоки удаляют и для В сердцевине возникают напряжения улучшения поверхности проволоку под сжатия, а в прилегающих участках бо вергают электрохимическому полирова ра-напряжения растяжения. Это приво нию. При волочении проволоки, пред дит к Появлению остаточных напряже назначенной для получения компози ний и возникновению радиальных тре ционных материалов, в качестве оболоч щин. При небольшой плотности волок ки используют материал матрицы, и на бора обладают высокой прочностью в этом случае отпадают операции тра и жесткостью. Высокая прочность Рис. 13.26. Структура по верхности борного во локна Материалы с высокой удельной прочностью борных волокон объясняется ух мелко кристаллической структурой. Большое влияние на прочность оказывает и структура их поверхности. Поверх ность имеет ячеистое строение, напоми нающее по внешнему виду початок ку курузы (рис. 13.26). Наличие крупных зерен на поверхности, а также включе ний, трещин, пустот снижает прочность борных волокон. При температуре вы ше 400 °С борные волокна окисляются, а при температуре выше 500 °С всту пают в химическое взаимодействие с алюминиевой матрицей. Для повыше ния жаростойкости и предохранения от взаимодействия с матрицей на борные волокна наносят покрытия из карбида кремния, карбида и нитрида бора тол щиной 3-5 мкм. В настоящее время наряду с чисто борными волокнами выпускают волок на бора, оплетенные стекловолокном. Такие комбинированные волокна обла дают более высокой устойчивостью. Ос новной недостаток борных воло кон-высокая стоимость, которую мож но снизить путем увеличения диаметра, а также заменой вольфрамовой основы на углеродную. Высокими прочностью, удельной про чностью и термической стабильностью механических свойств отличаются высо комодульные углеродные волокна. Их получают путем высокотемпературной термической обработки в инертной сре де из синтетических органических воло кон. В зависимости от вида исходного продукта углеродные волокна имеют разновидности: нити, жгуты, ткани, ленты, войлок. Наиболее широко для производства углеродных волокон ис пользуют вискозу, полиакрилнитрил (ПАН). При нагреве синтетическое во локно разлагается с образованием лен тообразных слоев углерода с гексаго нальной структурой, называемых ми крофибриллами (рис. 13.27). Группы одинаково ориентированных микро фибрилл, разделенных узкими порами, образуют фибриллы. Поперечные раз9* 259 Рис. 13.27. Строение углеродных волокон (схема): а — обший вид: о — продольное сечение фибриллы; e -п о п ер еч н о е сечение микрофибриллы: 1а и tc — поперечные размеры микрофибрилл меры фибрилл лежат в широких пре делах: от нескольких десятков до сотен микрометров. Каждое углеродное во локно состоит из тысяч фибрилл. Структура углеродного волокна, в част ности, взаимное расположение фибрилл и степень их ориентации, зависят от ис ходного сырья: состава макромолекул, степени вытяжки волокон, технологии их получения и др. В связи с этим угле родные волокна, полученные из разных синтетических волокон, имеют разные свойства и даже различный характер со отношения между прочностью и жест костью (рис. 13.28). Структура и свойства углеродных во локон в большой степени зависят также от температуры термической обработки синтетических волокон (рис. 13.29). Кро ме того, прочность углеродных волокон сильно зависит от наличия таких дефек тов, как пустоты, трещины. Она значи тельно снижается, если размеры дефек- 260 Материалы, применяемые в машине- и приборостроении Е.ГПа Рис. 13.28. Связь между временным сопро тивлением и модулем упругости углерод ных волокон при различном исходном сырье: 1 —ПАН; 2 —вискоза тов превышают 0,05 мкм. При нагреве выше 450 °С на воздухе углеродные во локна окисляются, в восстановительной и нейтральной среде сохраняют свои механические свойства до 2200 °С. К другим достоинствам углеродных волокон относятся высокие теплопро водность и электропроводимость, кор розионная стойкость, стойкость к те пловым ударам, небольшой темпера турный коэффициент линейного расши рения; к недостаткам - плохая смачивае мость расплавленными материалами, используемыми в качестве матриц. Для улучшения смачиваемости и уменьше ния химического взаимодействия с ма трицей на углеродные волокна наносят покрытия. Хорошие результаты в кон такте с алюминиевой матрицей показы вают покрытия из боридов титана и циркония. Рис. 13.29. Влияние температуры графитизации на свойства углеродного волокна Керамические волокна оксидов, ни тридов, карбидов характеризуются вы сокими твердостью, прочностью, моду лем упругости, относительно неболь шой плотностью и высокой термиче ской стабильностью. Из табл. 13.5 видно, что особо высо кие прочность и жесткость присуши ни тевидным кристаллам («усам»). Высокая прочность объясняется совершенством их структуры, для которой характерна очень малая плотность дислокаций. До казано, что скручивание усов в процессе образования монокристаллов А120 3 и S i02 вызвано наличием в них един ственной винтовой дислокации, распо ложенной вдоль оси роста кристаллов. Стекловолокно характеризуется соче танием высоких прочности (3000-5000 МПа), теплостойкости, диэ лектрических свойств, низкой теплопро водности, высокой коррозионной стой кости. Стекловолокно получают продавливанием стекломассы через спе циальные фильтры или вытягиванием из расплава. Изготовляются два вида стекловолокна: непрерывное-диаме тром 3-100 мкм, длиной до 20 км и бо лее и штапельное-диаметром 0,5-20 мкм, длиной 0,01-0,5 м. Шта пельные волокна применяют' для изго товления конструкционных материалов с однородными свойствами, а также теплозвукоизоляционных материалов; не прерывные-в основном для высоко прочных композиционных материалов на неметаллической основе. Выпу скаемые в настоящее время непреры вные профильные волокна с квадратной, прямоугольной, шестиугольной формой поперечного сечения повышают про чность и жесткость композиций благо даря более плотной упаковке в материа ле. Применение полых профильных воло кон уменьшает плотность, повышает жесткость при изгибе, прочность при сжатии композиционных материалов. Кроме того, улучшаются их изоля ционные свойства. Материалы с высокой удельной прочностью 261 вляют органоволокниты) в компози ционных материалах нет переходного по сравнению с композиционными ма слоя между компонентами. Связь между териалами на металлической основе волокнами и матрицей носит адге являются хорошая технологичность, зионный характер, т. е. осуществляется низкая плотность и в ряде случаев более путем молекулярного взаимодействия. высокие удельные прочность и. жест Прочность связи, характеризуемая пара кость. Кроме того, материалы на неме метром т02; (т0-прочность сцепления, таллической основе имеют и другие коэффициент контакта), повышается ценные свойства: высокую коррозион с увеличением критического поверхност ную стойкость, хорошие теплозащитные ного натяжения волокна (а£), характери и амортизационные характеристики, ан зующего величину его поверхностной тифрикционные и фрикционные свой энергии. Для обеспечения высокой проч ности связи между компонентами необ ства и др. Для большинства композиционных ходимо полное смачивание волокон (ко материалов с неметаллической матри торое достигается, например, растекани цей характерны следующие недостатки: ем жидкого связующего по поверхности низкая прочность связи волокна с ма волокон); при этом энергия поверхности трицей, резкая потеря прочности при волокон должна быть больше поверх повышении температуры выше ностного натяжения жидкой матрицы. 100-200 °С, малая электрическая прово Однако для жидких эпоксидных смол, димость, отсутствие способности к свар обладающих лучшей адгезией к напол нителям среди других полимеров, энер ке. Среди неметаллических компози гия поверхностного натяжения соста ционных материалов наибольшее рас вляет 5,0 10~5 Дж/м2, тогда как для пространение получили композиции углеродных волокон энергия поверхно с полимерной матрицей: эпоксидной, сти находится в интервале (2,7 — фенолоформальдегидной и полиимид- —5,8) 1 0 '5 Дж/м2, а для борных она ной. В качестве упрочнителей исполь равна 2,0-10“5 Дж/м . Энергию поверх зуют высокопрочные и высокомодуль ности волокон повышают различными ные углеродные и борные, стеклян методами обработки их поверхности: ные и органические волокна в виде травлением, окислением, вискеризацией. нитей, жгутов, лент, нетканых материа Например, после травления борных во локон в азотной кислоте их критическое лов. Группы композиционных материалов, поверхностное натяжение достигает со армированные однотипными волокна тен джоулей на квадратный метр. Из ми, имеют специальные названия, рис. 13.30 видно, что благодаря травле данные им по названию волокна. Ком нию критическое поверхностное натяже позиции с углеродными волокнами на ние борного волокна увеличивается и па зываются углеволокнитами, с борны раметр т0^ резко возрастает. Это гово ми —бороволокнитами, стеклянными — рит об увеличении прочности связи стекловолокнитами, органическими — между волокном и матрицей. По сравнению с другими полимера органоволокнитами. Для органоволокнитов используют эластичные (лавсан, ми, применяемыми в качестве матриц капрон, нитрон) и жесткие (аромати композиционных материалов, эпок ческий полиамид, винол) синтетические сидные обладают более высокими меха волокна. ническими свойствами в интервале тем Из-за быстрого отверждения и низко ператур от -60 до 180°С, что обеспечи го коэффициента диффузии в неметал вает композиционным материалам бо лической матрице (исключение соста лее высокие прочностные характеристиКомпозиционные материалы на неме таллической основе. Их преимуществом 262 М атериалы, применяемые в машино- и приборостроении Т0 Ё, МПа Одним из способов улучшения свойств композиционных материалов является увеличение жесткости матрицы с помощью введения в их структуру ионов металлов, которые усиливают взаимосвязь между полимерными моле кулами. Как видно из табл. 13.6, введение в матрицу 15% ионов Ва или 7,6% ионов Ni повышает модуль упругости при изгибе полиметиленфенольной ма трицы соответственно на 25 и 50%. При этом предел прочности при изгибе компо Рис. 13.30. Зависимость параметра то£ боропластика от критического поверхностного на зиции, армированной стекложгутом, воз растает более чем в 14 раз, а материала, тяжения борных волокон армированного углеродным волок ки при сжатии и сдвиге. Они отвер ном,-более чем в 16 раз. Увеличение ждаются при сравнительно невысоких прочности композиционных материалов температурах с небольшой усадкой, по объясняется не столько повышением зволяющей изготовлять из компози прочности самой матрицы (она изме ционных материалов на их основе круп няется мало), сколько увеличением ногабаритные детали. При изготовле жесткости и адгезионной прочности ее ний деталей из композиционных мате сцепления с волокном. риалов на основе эпоксидных матриц не Механические свойства некоторых требуется больших давлений, что осо одноосно-армированных волокнистых бенно важно при использовании для ар композиционных материалов предста мирования высокопрочных хрупких во влены в табл. 13.7. Самую высокую локон, так как уменьшается вероятность прочность и удельную прочность имеют их повреждения. стекловолокниты. Временное сопроти Эпоксидные матрицы уступают фено- вление стекловолокнитов повышается лоформальдегидным и особенно полии- приблизительно в три раза по мере уве мидным в теплостойкости. личения объемного содержания напол ТАБЛИЦА 13.6. Влияние добавок ионов Ва и Ni на свойства одноосно-армированных компо зиционных материалов Полиметиленфенольная матрица Свойства Модуль упругости при изгибе, МПа Композиционный материал Стекловолокнит Углеволокнит — Разрушающее напряжение, при из гибе, МПа Стекловолокнит Углеволокнит Адгезионная прочность сцепления Стекловолокнит полиметиленфенольной матрицы со стекловолокном, МПа * Свойства матрицы. Без добавок Ионы Ва (15% ) Ионы Ni 2060* 44500 106000 81 * 89 87 1580 2 580* 45000 107000 87* 1260 1370 2160 3 100* 45 600 108000 90* 1330 1520 2280 (7.6%) 263 Материалы с высокой удельной прочностью Т А Б Л И Ц А 13.7. Свойства одноосно-армированных композиционных материалов с полимерной матрицей Материал Карбоволокниты: КМУ-1л КМУ-1у КМУ-1в КМУ-2в Бороволокниты: КМБ-1к КМБ-2к КМБ-Зк Органоволокниты с упрочнителем: эластичным жестким Стекловолокниты р. т/м* ств, МПа Ов/рг). 1,4 1,47 1,55 1,3 650 1020 1000 380 2 2 2 1,15-1,3 1 .2 -1 ,4 2,2 £/( fig)- 10 км 0_|*. 120 180 180 81 8,6 12,2 Г1,5 6.2 300 500 350 135 0,4 0,3 0,3 214 260 260 10,7 13 12,5 350 400 420 1 0 -2 0 2 -5 — 2 ,5 -8 ,0 35 70 0 ,2 2 -0 ,6 2,7 3,2 100 5, % Е. ГПа 46 70 65 30 0.5 0,6 0,6 0,4 900 1000 1300 43 50 65 1 0 0 - 190 6 5 0 -7 0 0 2100 8 -1 5 50 96 км МПа — — * а _ | определен на базе 10' циклов. нителя до 80% и достигает 700 МПа при армировании непрерывными нитя ми (рис. 13.31). Дискретные волокна упрочняют менее эффективно. Уменьше ние диаметра волокон, нанесение на них специальных покрытий, дополнительное введение в матрицу монокристаллов ок сида алюминия способствуют повыше нию временного сопротивления стекло волокнитов до 2000-2400 МПа. Они обладают хладостойкостью (до -196 °С) и хорошей теплостойкостью. Их ис пользуют для длительной работы в диа- Наполнитель, % Рис. 13.31. Зависимость прочности стекло волокнитов от содержания и вида напол нителя: / —непрерывное ориентированное волокно; 2 —ко роткое неориентированное волокно пазоне температур 200-400 °С. Кроме того, благодаря демпфирующей способ ности они используются в условиях ви брационных нагрузок. Достоинствами стекловолокнитов являются недефицитность и низкая стоимость упрочнителя, недостатком сравнительно низкий модуль упругости. Однако по удельной жесткости они пре восходят легированные стали и сплавы алюминия, магния и титана (2500-2800 км). Частичная замена сте клянных волокон на углеродные и уве личение доли последних вплоть до пол ной замены при общем постоянном со держании наполнителя вызывают повы шение жесткости композиции (рис. 13.32). При полной замене модуль упру гости увеличивается приблизительно в 3 раза и у карбоволокнитов достигает 180 ГПа. Однако временное сопроти вление и удельная прочность при лю бом соотношении волокон не дости гают уровня стеклопластиков. Карбоволокниты обладают низкими теплопроводностью и электрической проводимостью, но все же их теплопро водность в 1,5-2 раза выше, чем у сте клопластиков. Они имеют малый и ста- 264 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении 6в,6 ^,М П а К Ш Ю -’ Д ф * Содержание углеродный волокон, % ' Рис. 13.32. Зависимость механических свойств карбостекловолокнита от соотношения угле родных и стеклянных волокон (общее со держание наполнителя 62 об. %) бильный коэффициент трения и обла дают хорошей износостойкостью. Тем пературный коэффициент линейного расширения карбоволокнитов в интер вале 20-120 °С близок к нулю. К недостаткам карбоволокнитов от носят низкую прочность при сжатии и межслойном сдвиге. Специальная обработка поверхности волокон (окис ление, травление, вискеризация) повы шает эти характеристики. Бороволокниты характеризуются вы сокими пределами прочности при растя жении, сжатии, сдвиге, твердостью и модулем упругости. Зависимость механических свойств бороволокнитов от объемного содержа ния волокон представлена на рис. 13.33. Рис. 13.33. Зависимость механических свойств бороволокнита КМБ-1 от объемного со держания борных волокон Однако свойства бороволокнитов зави сят не только от свойств волокон и их объемного содержания, но и в большой степени от их геометрии и диаметра. Так, ячеистая структура волокна обеспе чивает высокую прочность при сдвиге и срезе. Большой диаметр волокон и высокий модуль упругости придают устойчивость боропластику и способ ствуют повышению прочности при сжа тии. Вместе с тем большой диаметр во локон вызывает необходимость увеличе ния эффективной длины волокон, повы шает чувствительность к разрушению отдельных волокон, уменьшает времен ное сопротивление по сравнению с тон коволокнистым материалом. Органоволокниты обладают высокой удельной прочностью в сочетании с хо рошими пластичностью и ударной вяз костью. Характерной особенностью органоволокнитов является единая поли мерная природа матриц и армирующих волокон. Матрица и наполнитель имеют близкие значения температурных коэффициентов линейного расширения, им свойственны химическое взаимодей ствие и прочная связь. Органоволок ниты имеют бездефектную и практиче ски беспористую структуру (пористость 1-3%), хорошую стабильность механи ческих свойств. Слабым местом при на гружении материала является не столь ко граница раздела между волокном и матрицей, сколько межмолекулярные связи в самом волокне. Структура волокна неоднородна. Она состоит из ориентированных макромо лекул и их совокупности-фибрилл. Большая степень их ориентации в на правлении оси волокон обеспечивает во локнам высокие прочность и жесткость при растяжении в этом направлении. Однако неоднородность структуры во локон обусловливает различные напря женные состояния в отдельных ее эле ментах. Между ними возникают напря жения сдвига, которые приводят снача ла к расщеплению волокна вдоль оси, а затем -к разрушению. Такой меха Материалы с высокой удельной прочностью 265 низм разрыва волокон вызывает боль шую работу разрушения композицион ного материала в целом. Это характери зует высокую прочность при статиче ском и динамическом нагружении. Органоволокниты, особенно с эластичным наполнителем, имеют очень высокую ударную вязкость (600-700 кДж/м2). Слабые межмолекулярные связи являются причиной низкой прочности и жесткости при сжатии. При этом предельная деформация при сжатии определяется не разрушением волокон, а их искривлением. Дополнительное ар мирование органоволокнитов волокна ми, затрудняющими это искривление, например, углеродными или борными, повышает прочность при сжатии. Композиционные материалы на метал лической основе. Преимуществом ком позиционных материалов на металличе ской основе являются более высокие значения характеристик, зависящих от свойств матрицы. Это прежде всего вре менное сопротивление и модуль упруго сти при растяжении в направлении, пер пендикулярном оси армирующих воло кон, прочность при сжатии и изгибе, пластичность, вязкость разрушения. Кроме того, композиционные мате риалы с металлической матрицей сохра няют свои прочностные характеристики до более высоких температур, чем мате риалы с неметаллической основой. Они более влагостойки, негорючи, обладают электрической проводимостью. Наиболее перспективными материала ми для матриц металлических компози ционных материалов являются ме таллы, обладающие небольшой плот ностью (Al, Mg, Ti), и сплавы на их основе, а также никель-широко приме няемый в настоящее время в качестве основного компонента жаропрочных сплавов. Свойства некоторых компози ционных материалов на металлической основе представлены в табл. 13.4. Материалы с алюминиевой матрицей, нашедшие промышленное применение, в основном армируют стальной прово локой (КАС), борным волокном (ВКА) и углеродным волокном (ВКУ). В каче стве матрицы используют как техниче ский алюминий (например, АД1), так и.сплавы (АМгб, В95, Д20 и др.). Использование в качестве матрицы сплава (например, В95), упрочняемого термообработкой (закалка и старение), дает дополнительный эффект упрочне ния композиции. Однако в направлении оси волокон он невелик, тогда как в поперечном направлении, где свойства определяются в основном свойствами матрицы, достигает 50% (табл. 13.8). Наиболее дешевым, достаточно эф фективным и доступным армирующим материалом является высокопрочная стальная проволока. Так, армирование технического алюминия проволокой из стали ВНС9 диаметром 0,15 мм (ст„ = = 3600 МПа) увеличивает его про чность в 10-12 раз при объемном со держании волокна 25% и в 14-15 раз при увеличении содержания до 40 %, по сле чего временное сопротивление до стигает соответственно 1000-1200 и 1450 МПа. Если для армирования ис пользовать проволоку меньшего диаме тра, т. е. большей прочности (ств = = 4200 МПа), временное сопротивление композиционного материала увеличится до 1750 МПа. Таким образом, алюми ний, армированный стальной проволо кой (25-40%), по основным свойствам значительно превосходит даже высокоТ А Б Л И Ц А 13.8. Механические свойства ком позиционного материала алюминиевый сплав —бор ные волокна (50 об. % ) о в, МПа Направление нагружения Вдоль волокон Поперек волокон Е, ГПа . без т. о. т. о. без т. о. т. о. 1580 137 1670 259 232 141 239 148 П р и м е ч а н и е . Временное сопротивление матрицы (Al — 1 % Mg —0.6 % Si —0,2 % Сг) до термической обработки (т. о .)—130 МПа, пос ле - 320 МПа. 266 Материалы, применяемые « машина - и приборостроении прочные алюминиевые сплавы и выхо дит на уровень соответствующих свойств титановых сплавов. При этом плотность композиций находится в пределах 3900-4800 кг/м3. Упрочнение алюминия и его сплавов более дорогими волокнами В, С, А120 3 повышает стоимость композиционных материалов, но при этом эффективнее улучшаются некоторые свойства: напри мер, при армировании борными волок нами модуль упругости увеличивается в 3-4 раза, углеродные волокна способ ствуют снижению плотности. На рис. 13.34 и ниже показано влияние объемного содержания волокон бора на прочность и жесткость композиции алюминий - бор. дартные алюминиевые сплавы, в том числе высокопрочные (В95), и сплавы, специально предназначенные для ра боты при высоких температурах (АК4 —1), что наглядно представлено на рис. 13.35. Высокая демпфирующая спо собность материала обеспечивает ви бропрочность изготовленных из него конструкций. Плотность сплава равна 2650 кг/м3, а удельная про чность-45 км. Это значительно выше, чем у высокопрочных сталей и тита новых сплавов. Расчеты показали, что замена сплава В95 на титановый сплав при изготовле нии лонжерона крыла самолета с под крепляющими элементами из ВКА-1 увеличивает его жесткость на 45% и дает экономию в массе около 42% . Композиционные материалы на алю миниевой основе, армированные угле родными волокнами (ВКУ), дешевле и легче, чем материалы с борными во локнами. И хотя они уступают послед ним по прочности, обладают близкой удельной прочностью (42 км). Однако изготовление композиционных материа лов с углеродным упрочнителем связа но с большими технологическими труд ностями вследствие взаимодействия углерода с металлическими матрицами при нагреве, вызывающего снижение прочности материала. Для устранения этого недостатка применяют спе- Объемное содержание во локон, 0 10 ств, М П а . ....................... 70-140 300-380 Е, Г П а ............................ 70 105 20 5 0 0 -6 5 0 135 Бор мало разупрочняется с повыше нием температуры, поэтому компози ции, армированные борными волокна ми, сохраняют высокую прочность до 400-500 °С. Промышленное применение нашел материал, содержащий 50 об. % непрерывных высокопрочных и высоко модульных волокон бора (ВКА-1). По модулю упругости и временному сопро тивлению в интервале температур 20-500°С он превосходит все стан циальные покрытия углеродных воло кон. Материалы с магниевой матрицей (ВКМ) характеризуются меньшей плот ностью (1800-2200 кг/м3), чем с алюми ниевой, при примерно такой же высокой прочности 1000-1200 М Па и поэтому более высокой удельной прочностью. Деформируемые магниевые сплавы (МА2 и др), армированные борным во локном (50 об.%), имеют удельную бв, МПа Содержание борных Волокон, % Рис. 13.34. Зависимость прочности бороалю миниевых листов от объемного содер жания борных волокон 30 7 0 0 -9 0 0 .180 40 ' 9 0 0 -1 1 4 0 1 9 0 -2 0 0 50 1 1 0 0 -1 4 0 0 2 0 0 -2 5 7 Материалы с высокой удельной прочностью ТАБЛИЦА 13.9. Механические свойства ком позиционного материала на основе сплава ВТ6 Композиционный материал Упрочнитель Мо Вс SiC* К 1 прочность > 50 км. Хорошая совмести мость магния и его сплавов с борным волокном, с одной стороны, позволяет изготовлять детали методом пропитки практически без последующей механиче ской обработки, с другой-обеспечивает большой ресурс работы деталей при по вышенных температурах. Удельная про чность этих материалов повышается благодаря применению в качестве ма трицы сплавов, легированных легким литием, а также в результате использо вания более легкого углеродного волок на. Но, как было указано ранее, введе ние углеродного волокна осложняет технологию и без того нетехнологичных сплавов. Как известно, магний и его сплавы обладают низкой технологиче ской пластичностью, склонностью к образованию рыхлой оксидной плен ки. При создании композиционных мате риалов на титановой основе встречают ся трудности, вызванные необходи мостью нагрева до высоких температур. При высоких температурах титановая матрица становится очень активной; она приобретает способность к газопоглощению, взаимодействию с многими упрочнителями: бором, карбидом крем ния, оксидом алюминия и др. В резуль тате образуются реакционные зоны, снижается прочность как самих воло СЗ и V ос 2 si ь 30 33 25 2300 1050 2550 3 с а и <£. 6,25 — 4,3 1400 1050 910 * Матрица —технический титан. 2 Ы I о £, ГПа Рис. 13.35. Зависимость временного сопро тивления (------------) и модуля упругости ( ----- —) композиционного материала ВКА-1 в сравнении со сплавами B9S и АК4-1 от температуры испытания кон, так и композиционных материалов в целом. И, кроме того, высокие темпе ратуры приводят к рекристаллизации и разупрочнению многих армирующих материалов, что снижает эффект упроч нения от армирования. Поэтому для упрочнения материалов с титановой ма трицей используют проволоку из берил лия и керамических волокон тугоплав ких оксидов (А120 3), карбидов (SiC), а также тугоплавких металлов, обла дающих большим модулем упругости и высокой температурой рекристаллиза ции (Мо, W). Причем целью армирова ния является в основном не повышение и без того высокой удельной прочности, а увеличение модуля упругости и повы шение рабочих температур. Механиче ские свойства титанового сплава ВТ6 (6% AI, 4% V, остальное А1), армирован ного волокнами Мо, Be и SiC, предста влены в табл. 13.9. Как видно из та блицы, наиболее эффективно удельная жесткость повышается при армирова нии волокнами карбида кремния. Армирование сплава ВТ6 молибдено вой проволокой способствует сохране нию высоких значений модуля упруго сти до 800 °С. Его величина при этой температуре соответствует 124 ГПа, т. е. снижается на 33%, тогда как вре менное сопротивление разрыву при этом уменьшается до 420 МПа, т. е. бо лее чем в 3 раза. о,. МПа Е.ГПа Название бЙ,МПа 267 с. 200 3,2 — 168 — 210 5 Ьо. G Ь 22 23 ы 268 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Основная задача при создании компо стикам прочности и жесткости их исзиционных материалов на никелевой ос .пользуют при изготовлении, например, нове (ВКН) заключается в повышении горизонтальных стабилизаторов и за рабочих температур выше 1000 °С. крылков самолетов, _ лопастей винтов И одним из лучших металлических и контейнеров вертолетов, корпусов упрочнителей, способных обеспечить хо и камер сгорания реактивных двигате рошие показатели прочности при столь лей и др. Использование компози высоких температурах, является воль ционных материалов в конструкциях ле фрамовая проволока. Введение вольфра тательных аппаратов уменьшило их мовой проволоки в количестве от 40 до массу на 30-40%, увеличило полезную 70 об.% в сплав никеля с хромом обес нагрузку без снижения скорости и даль печивает прочность при 1100°С в тече ности полета. В настоящее время композиционные ние 100 ч соответственно 130 и 250 МПа, тогда как лучший неармиро- материалы применяют в энергетическом ванный никелевый сплав, предназна турбостроении (рабочие и сопловые ло ченный для работы в аналогичных усло патки турбины), автомобилестроении виях, имеет прочность 75 МПа. Исполь (кузова автомобилей и рефрижераторов, зование для армирования проволоки из детали двигателей), машиностроении сплавов вольфрама с рением или гаф (корпуса и детали машин), химической нием увеличивает этот показатель на промышленности (автоклавы, цистерны, емкости), судостроении (корпуса лодок, 30-50%. Композиционные материалы приме катеров, гребные винты) и др. Особые свойства композиционных няют во многих отраслях промышлен ности и прежде всего в авиации, ракет материалов позволяют использовать их ной и космической технике, где особен в качестве электроизоляционных мате но большое значение имеет снижение риалов (органоволокниты), радиопрозмассы конструкций при одновременном рачных обтекателей (стекловолокниты), повышении прочности и жесткости. Бла подшипников скольжения (карбоволокгодаря высоким удельным характери ниты) и других деталей. Глава 14 . МАТЕРИАЛЫ, УСТОЙЧИВЫЕ К ВОЗДЕЙСТВИЮ ТЕМПЕРАТУРЫ И РАБОЧЕЙ СРЕДЫ 14.1. Коррозионно-стойкие материалы Конструкционные материалы при экс плуатации в коррозионной среде дол жны обладать не только определенны ми механическими свойствами, но также высокой коррозионной стойкостью. Процессу коррозии наиболее подвер жены металлы и сплавы, что объясняет ся их большой химической активностью и высокой электропроводимостью. Коррозией металлов называют само произвольное разрушение металличе ских материалов вследствие химическо го или электрохимического взаимодей ствия их с окружающей средой. Корро зионно-стойкими называют металлы и сплавы, которые способны сопроти вляться коррозионному воздействию И он. . И2бр,В. Al3+ -1,63 Zn2+ -0,76 Fe2+ -0.44 Поверхность металла в электролите элек трохимически неоднородна, что приводит к образованию микрогальванического корро зионного элемента (риЬ. 14.1). На одних участках поверхности, называемых анодами, идет реакция (14.1); на других, называемых катодами,- реакции (14.2) или (14.3) Ме**Ме"+ + л*; (14.1) (14.2) 2Н+ + 2 « ± Н 2. (14.3) Пока коррозионный элемент разомкнут, на анодных и катодных участках реакции в прямом и обратном направлениях идут с одинаковой скоростью -обратимо. Измене ние термодинамического потенциала этих реакций AGj- определяет обратимый элек тродный потенциал К0бр- Обратимые элек тродные потенциалы зависят от характера электролита и температуры. Их рассчиты вают по термодинамическим функциям. Для сравнительной оценки электрохимической стабильности металлов используют стан дартный обратимый электродный потенциал КЦбр, рассчитанный для температуры 25 °С и активности (концентрации) собственных ионов в водном растворе, равной единице. Sn2 - 0 , 14 среды, т. е. процесс коррозии в них раз вивается с малой скоростью. Отмечают два вида коррозии: электрохимическую и химическую. Электрохимическая коррозия. Она развивается в жидких электролитах: влажных атмосфере и почве; морской и речной воде; водных растворах солей, щелочей и кислот. При электрохимиче ской коррозии устанавливается корро зионный ток и происходит растворение металла вследствие электрохимического взаимодействия с электролитом. 0 2 + 2НгО + 4es±40H "; Н+ 0 Cu + +0,52 Ag+ + 0.80 Pt2+ + 1,19 Au + + 1,68 В замкнутом коррозионном элементе ско рости реакции в прямом и обратном напра влениях становятся неодинаковыми. Реакция на аноде идет преимущественно в направле нии ионизации металла, а на като д е-в на правлении восстановления Н* или 0 : . Воз никает коррозионный ток, как результат перемещения электронов в металле и ионов в электролите. Под влиянием этого тока на Рис. 14.1. Схема коррозионного элемента 270 М атериалы, применяемые в машино- и приборостроении аноде и катоде устанавливаются необра тимые электродные потенциалы VH. Необратимые электродные потенциалы определяют экспериментально. По сравне нию с обратимыми они менее отрицательны для анода и менее положительны для ка тода. Разница значений обратимого и необрати мого потенциалов пропорциональна величи не тока в коррозионном элементе. Коэффи циенты пропорциональности Рд и Рк назы вают поляризуемостью Щ рI |Я /V ; v§>p- K (144) р| = p ki Анодную Ра и катодную Рк поляризуе мость металла в электролите определяют также экспериментально , Некоторые металлы в определенных усло виях коррозии имеют большую анодную по ляризуемость Рд, и их называют пассиви рующимися. Значение коррозионного тока /, который устанавливается в коррозионном .элементе и определяет скорость коррбзии, выражается формулой I I (fo 6 р - ГоАбр) / ( R + Р а + Р к ), (14.6)' где R - омическое сопротивление коррозион ного элемента. Приведенная формула ис пользуется для качественной оценки и вы явления контролирующего фактора, опреде ляющего коррозионную стойкость металла. Количественную оценку получают экспери ментально в условиях, максимально прибли женных к эксплуатационным. Обратимый потенциал возможных ка тодных реакций Кобр, влияющий на величину коррозионного тока и скорость коррозии, больше обратимого потенциала металла и зависит только от состава электролита и физических условий, в которых идет про цесс коррозии. Состав электролита опреде ляется соотношением концентрации ионов Н + и ОН- . Если концентрация ионов Н + меньше концентрации ионов ОН- , среду на зывают щелочной; при равенстве концентра ций- нейтральной, а если больше концентра ция ионов Н +, среду называют кислой. При коррозии в нейтральных средах (влажный воздух, речная и морская вода, хо рошо аэрирующиеся почвы), д также в ще лочной среде катодный процесс для боль шинства металлов идет по реакции (14.2). При коррозии в кислотах или плохо аэри рующихся почвах катодный процесс, как правило, идет по реакции (14.3). Обратимые потенциалы реакций (14.2) и (14.3) при нор мальном давлении воздуха над электроли том и температуре 23 °С в нейтральной среде составляют соответственно +0,81 и -0,42 В. В окислительных кислотах в катодном процессе кроме ионов Н+ участвуют анионы кислоты. Химический состав и структура металлов, так же как и состав электролита, определяют все остальные электрохимические параметры коррозии [см. формулу (14.6)]. В некоторых случаях удается выявить параметр, который оказывает наибольшее влияние на корро зионный ток и стойкость в конкретных усло виях коррозии. Химический состав технически чистых ме таллов и сплавов определяет электродный потенциал металла й£бр. Коррозионная стой кость будет тем выше, чем меньше разница между Крбр возможной катодной реакции и Кобр в конкретных условиях коррозии. Имен но поэтому электроположительные металлы достаточно коррозионно-стойкие. Химиче ский состав корродируемой поверхности определяет поляризацию анода Р д и като да Рк- Обе характеристики уменьшаются с увеличением площади анода и катода. Фазовый состав и структура при одном и том же химическом составе сплава влияют на все перечисленные электрохимические па раметры. Возможность изменения структуры термической обработкой следует рассматри вать как резерв улучшения коррозионной стойкости металлов и сплавов при электро химической коррозии. Т.акая возможность практически отсутствует при химической коррозии. Однофазные структуры более коррозионно-стойки, нежели многофазные, так как ано дами в них являются дефектные уччстки кри сталлов: высоко- и малоугловые границы, дислокации, электродный потенциал ко торых занижен. При коррозии разрушаются лишь анодные участки. Площадь анодов в металлах и в однофазных сплавах невели ка. Это увеличивает Р д, но уменьшает ток и скорость коррозии; мелкокристалли ческий поликристалл корродирует быст рее, чем крупнокристаллический, и тем бо лее монокристалл. Этим же объясняется повышенная коррозионная стойкость одно фазных закаленных сталей и дюралюминия по сравнению с отожженными и отпущенны- Материалы, устойчивые к воздействию т емперат уры и рабочей среды 271 ми многофазными структурами, в которых площадь анодной фазы велика. В углеро дистых сталях наименьшей коррозионной стойкостью обладает троостит. Коррозионная стойкость многофазных сплавов определяется прежде всего элек тродными потенциалами основной и вторич ной фазы. Анодные вторичные фазы не изменяют коррозионную стойкость сплава, так как они растворяются в начале процесса коррозии, и поверхность становится однофазной. При мером этому являются латуни и бронзы. Катодные вторичные фазы, если анод не Щелочная 1§§|Щ Щ ^ с л а л пассивируется, наиболее опасны, потому что усиливают анодное растворение основной фазы. С увеличением дисперсности и площади Рис. 14.2. Влияние состава электролита на катодных включений уменьшается Рк, а кор скорость коррозии: розионный ток растет. Именно поэтому I —пассивирующиеся металлы; 2 — непассивируюотожженный дюралюминий не обладает кор щиеся металлы Zn, Sn. Pb; 3 —остальные непассмвирующиеся металлы розионной стойкостью. Катодные вторичные фазы при пассиви рующемся аноде облегчают переход в пас сивное состояние и, тем самым, повышают стойкостью в нейтральных средах и неокис коррозионную стойкость. Известно, что низ ляющих кислотах. В зависимости от условий, в которых идет колегированные стали при дополнительном легировании медью, образующей на поверх процесс коррозии, электрохимическую кор ности катодные выделения, приобретают розию называют атмосферной, морской, почвенной , кислотной, щелочной. По характе способность пассивироваться на воздухе. Омическое сопротивление коррозионного ру разрушения различают равном ерную элемента мало, так как металлы и электро и местную коррозию. Кроме этого, для раз лит обладают высокой электрической прово личных видов коррозионного разрушения ис димостью. Кроме того, анод непосредствен пользуют следующие наименования. Контактная коррозия - усиленное корро но контактирует с катодом. Все это объяс няет подверженность металлов электрохими зионное разрушение более электроотрица тельного металла в контакте с более элек ческой коррозии. На коррозионную стойкость металлов троположительным. Кавитационная коррозия - коррозионное оказывают влияние пленки продуктов корроразрушение в результате электрохимическо I зии, образующиеся на корродируемой по верхности. Их защитные свойства про го и ударного воздействия электролита при являются в увеличении омического сопроти его движении с большой скоростью. Межкристаллитная коррозия - хрупкое вления и поляризуемостей Рд и Рк [см. коррозионное разрушение по границам кри формулу (14.6)3. Электролит может растворять такие за сталлов, возникающее в результате струк щитные пленки и тем самым ухудшать кор турных превращений в эксплуатации. Точечная коррозия —местный вид корро розионную стойкость. Растворимость таких пленок у различных металлов проявляется зионного разрушения в электрохимически неоднородной коррозионной среде. в различных электролитах. Коррозионная выносливость- коррозион Пассивирующие металлы (рис. 14.2) имеют коррозионную стойкость в нейтральных ное разрушение под влиянием циклических и кислых окисляющих средах, а также в ще нагрузок и электрохимического воздействия лочах (за исключением А1). Непассивирую- среды. Предел выносливости металлов щиеся металлы стойки в нейтральных и ще в коррозионной среде уменьшается, так как лочных средах, а в кислых средах, в особен под влиянием напряжений растяжения в кор ности окисляющих, нестойки. Металлы бело не трешины возникает активный анод. Даль го цвета Zn, Sn, Pb обладают коррозионной нейший рост трещины происходит от внеш- Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Воздух Речная вода Морская вода | Д1 (отож женный) 380 260 350 350 160 150 100 60 — — 150 - БрОЦ4—3 250 140 (отожжен ная) . ченный предел выносли вости сплавов, М П а 12Х18Н10Т (закаленная) Медные сплавы, в состав которых вхо дят электроотрицательные металлы, имеют высокую коррозионную стой кость в условиях равномерной атмо сферной и морской коррозии. Это является результатом того, что леги ТАБЛИЦА 14.1. Влияние среды на ограни Сталь 20 (отожжен ная) 12X13 (улучшен ная) Металл . . . Fe Zn Sn Си Ag Au Скорость ат мосферной коррозии, мкм/год . . 20,0 3,2 1,2 1,0 0,04 0 рующие металлы, растворяясь в меди, не изменяют потенциал основной фазы. В некоторых сплавах, кроме этого, леги рующие металлы образуют анодные вторичные фазы. Растворяясь на по верхности в начале процесса коррозии, они не влияют на коррозионную стой кость сплава. Латуни коррозионно-стойки при рав номерной коррозии, но склонны к кор розионному растрескиванию во влаж ной атмосфере (в особенности при нали чии сернистых газов), поэтому после их обработки давлением необходим отпуск для устранения внутренних напряжений. При большом содержании цинка латуни подвержены еще одному виду корро зионного разрушения - избирательному поверхностному электрохимическому растворению электроотрицательного цинка. Все медные сплавы коррозионно-стой ки во многих органических кислотах. Однако ионы меди, появляющиеся в электролите в результате ее электро химического растворения, токсичны. В связи с этим при использовании меди и ее сплавов в пищевой промышленно сти поверхность покрывают оловом, се ребром или золотом. Бронзы и латуни не подвержены кави тационной коррозии, разрушающей подводную часть быстроходных речных и морских судов; сохраняют высокий предел выносливости в речной и мор ской воде (табл. 14.1). Подводная часть 1 ней нагрузки, а также вследствие электрохи мического растворения металла в корне тре щины. Коррозионное растрескивание - коррозион ное разрушение от электрохимического воз действия среды и напряжений растяжения, возникающих при механической обработке металла либо в результате наводороживания при обработке и эксплуатации. Скорость равномерной коррозии оце нивают удельной потерей массы в еди ницу времени [м г/(м2»с)] или уменьше нием размера за определенный период времени (мкм/год). При местной корро зии степень коррозионного разрушения оценивают по интенсивности изменения физико-механических - свойств. Коррозионно-стойкие непассивирующиеся металлы. В тех случаях, когда обра тимый электродный потенциал в за данных условиях коррозии V ^ v близок к обратимому потенциалу катодной ре акции Уобр, коррозионный ток мал и металл обладает высокой коррозион ной стойкостью [см. формулу (14.6)]. По этой причине электроположи тельные металлы Au, Pt, Ag, Си, а также Sn и РЬ, потенциал которых имеет не большие электроотрицательные значе ния, обладают коррозионной стой костью во многих средах; Au, Pt, Ag имеют коррозионную стойкость во всех средах, кроме некоторых концентриро ванных окисляющих кислот. Си, Sn, Pb используют в о . влажной атмосфере, морской воде и многих органических кислотах. Скорости атмосферной коррозии ме таллов приведены ниже. 1 Среда 272 50 Материалы, устойчивые к воздействию температуры и рабочей среды Си —*>Аи,°/» Аи Рис. 14.3. Влияние химического состава спла вов Си —Аи на скорость коррозии в воде судов и морских сооружений яе обра стает морскими организмами из-за ток сичности меди. Все это способствует широкому применению медных сплавов в судостроении. Электродный потенциал медного сплава можно повысить, а скорость кор розии уменьшить путем легирования более благородным металлом, напри мер, золотом (рис. 14.3). Объемное ле гирование золотом позволяет получать сплавы с однофазной структурой твер дого раствора. При определенных кон центрациях электродный потенциал, так же как и скорость коррозии, меняется скачкообразно. При содержании золота в сплаве более 25% скорость коррозии в воде становится равной скорости кор розии чистого золота. В связи с дефи цитностью золота объемному легирова нию предпочитают поверхностные по крытия. Коррозионно-стойкие пассивирующиеся металлы. Несмотря на большой отрица тельный обратимый электродный по тенциал металла вследствие большой анодной поляризации Рд в коррозион ном элементе устанавливается неболь шой коррозионный ток, и металл разру шается с очень малой скоростью [см. формулу (14.6)]. Пассивное состояние связывают с образованием на поверхно сти защитных пленок. Способностью переходить в пассивное состояние обладают многие технические 273 металлы. Для большинства металлов пассивность наступает в окислительных (кислородосодержащих) средах и даже самопроизвольно на воздухе. Наибольшей склонностью к самопассивированию на воздухе обладают ти тан, алюминий и хром. Пассивное со стояние в них сохраняется во многих средах, но исчезает в средах, содержа щих мало кислорода и много ионов хлора (влажная плохо аэрируемая почва, морская вода, неокисляющие кислоты). TUman в пассивированном состоянии по своей коррозионной стойкости усту пает только золоту и платине. В отли чие от остальных металлов он сохра няет пассивность во влажной атмосфере даже при нагреве, в неокислительных, окислительных и органических кисло тах, в морской воде, а также в горячих щелочах. Титан обладает коррозионной стойкостью в морской воде в условиях, вызывающих даже у медных сплавов кавитационную коррозию. Титановые сплавы (см. п. 13.1) сохраняют высокую коррозионную стойкость титана. Высокая коррозионная стойкость алю миния во влажной атмосфере, окисли тельных и органических кислотах связа на с переходом в пассивное состояние. Однако в щелочах он корродирует с большой скоростью, а в морской воде, кроме этого, подвержен коррозионному растрескиванию. Все примеси и легирующие элементы алюминиевых сплавов уменьшают по ляризуемость и, тем самым, ухудшают коррозионную стойкость. Наиболее опасны, так как устраняют пассивность, электроположительные металлы. При сутствие железа и меди в десятых долях процента заметно ухудшает коррозион ную стойкость алюминия. Сплавы (см. п. 12.1), содержащие до 5% Си —дюр алюминий, высокопрочный сплав с цин ком -В95 и сложные силумины АЛ 3, AJI6, AJ132, жаропрочные сплавы АК4 по коррозионной стойкости значительно уступают чистому алюминию. Электроотрицательные элементы Si, 274 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Mn, Mg не устраняют пассивность, по этому простые силумины, не содержа щие медь, сохраняют коррозионную стойкость во влажной атмосфере. Мар ганец оказывает даже положительное влияние, так как, образуя фазу (MnFe)Al6, удаляет железо из решетки алюминия и, тем самым, устраняет его вредное действие. Коррозионная стой кость сплава АМц по этой причине да же выше коррозионной стойкости тех нически чистого А1. Магний образует с алюминием анодную фазу Mg2Al3, ко торая на поверхности сплава быстро растворяется, и поверхность становится однофазной. Это объясняет высокую коррозионную стойкость сплавов АМгб, АЛ 8 и АЛ27, которая лишь немного уступает стойкости чистого алюминия. Алюминий и его сплавы чувстви тельны к контактной коррозии. При контакте с более электроположительны ми металлами Fe, Ni, Си алюминий является анодом и разрушается. Для за щиты алюминия стальные детали (болты) покрывают кадмием или цин ком. Кадмий имеет такой же потенциал, как пассивированный алюминий, потен циал цинка более отрицателен. Алюми ниевые сплавы, легированные медью, подвержены межкристаллитной корро зии. Для защиты от такой коррозии сплавы дополнительно легируют маг нием, а листовые полуфабрикаты плаки руют чистым алюминием. Металлы, склонные к пассивирова нию, используют как легирующие эле менты в сплавах. При определенном их содержании сплав приобретает склон ность к пассивированию. Примером этому являются хромистые, хромонике левые и хромомарганцевые коррозион но-стойкие стали. При объемном и поверхностном леги ровании хромом (>12,5% ) железо, а также сталь становятся пассивными; коррозионный ток и скорость коррозии резко снижаются (рис. 14.4). При содер жании свыше 17% Сг низкоуглеро дистые стали приобретают однофазную Рис. 14.4. Влияние химического состава сплавов Fe—^Сг на скорость коррозии в воде ферритную структуру. Это увеличивает коррозионную стойкость стали, но ис ключает возможность ее упрочнения термической обработкой. Дополнительное легирование никелем или марганцем таких высокохромистых сталей позволяет получать в результате термической обработки однофазную аустенитную структуру высокой корро зионной стойкости, с повышенной проч ностью и хорошей технологичностью. Кроме этого, хромистые и хромонике левые стали обладают высокой корро зионной выносливостью (см. табл. 14.1), поэтому используются для циклически нагруженных деталей машин и прибо ров, работающих в коррозионной среде. Хромистые стали коррозионно-стой ки при температуре не выше 30 °С во влажной атмосфере воздуха, водопро водной и речной воде, в азотной (рис. 14.5) и многих органических кисло- Рис. 14.5. Влияние содержания хрома на скорость коррозии сталей в 5 %-ных водных растворах кислот Материалы, устойчивые к воздействию температуры и рабочей среды 275 ТАБЛИЦА 14.2. Свойства хромистых коррозионно-стойких сталей Термическая обработка Массовая доля элементов*, % Сталь 12X13 20X13 30X13 40X13 Класс Отжиг Закалка и высокий отпуск С Сг °в. МПа 5, % МПа 8, % Ферритно-мартенситныи 0 ,0 9 - 0 ,1 5 1 2 -1 4 400 20 600 20 Мартенситный 0 ,1 6 - 0 ,2 5 0 ,2 6 - 0 ,3 5 0 ,3 6 - 0 ,4 5 1 2 -1 4 1 2 -1 4 1 2 -1 4 500 500 600 20 15 15 660 700 800 16 12 9 ств , Закалка и низкий отпуск МПа 5, % _ — __ _ 1600 1680 3 3 * По ГОСТ 5632-72. тах. В морской воде они подвержены коррозионному растрескиванию. Структура и свойства хромистых ста лей зависят от количества хрома и угле рода (табл. 14.2). Все хромистые стали, в которых хрома более 12,5 %, корро зионно-стойкие. При содержании хрома 13,17 и 25% стали являются не только коррозионно-стойкими, но и жаростой кими. Стали, содержащие 13% Сг, при нагреве и охлаждении претерпевают фа зовое превращение и поэтому мо гут упрочняться при помощи термиче ской обработки, не теряя коррозионной стойкости. Прочность после закалки и отпуска, как видно из табл. 14.2, тем больше, чем больше в стали углерода. При отпуске обеднение твердого рас твора хромом небольшое, поэтому кор розионная стойкость остается высокой. Стали 12X13 и 20X13 хорошо свари ваются, в отожженном состоянии пла стичны, имеют повышенную ударную вязкость и могут подвергаться холод ной обработке давлением. Стали 30X13 и 40X13 менее пластичны, подвергаются только горячей обработке давлением. При сварке эти стали могут давать трещины. • Сталь 12X13 используют в изделиях, изготовляемых штамповкой и сваркой: лопатки гидравлических турбин, емко сти, арматура. Стали 20X13 и 30X13 применяются после термического улуч шения для деталей машин и приборов (шестерни, валы, пружины), работающих при больших циклических нагрузках в коррозионной среде. Заэвтектоидная сталь 40X13 по своим свойствам со ответствует инструментальным сталям. Она пригодна для изготовления хирур гического и бытового режущего инстру мента, а также шарикоподшипников, ра ботающих в коррозионных средах. Xромоникелевые коррозионно-стойкие стали аустенитного класса используют в тех же средах, что хромистые стали, но и при нагреве. В малоподвижной морской воде эти стали подвержены то чечной коррозии, которую устраняет доt,T то 1000 воо 600 ш 200 о Fe 0,1 0,1 0,3 0,4Су% Рис. 14.6. Диаграмма состояния хромонике левых сталей (18% Сг и 10% Ni) 276 Материалы, применяемые в машине- и приборостроении ТАБЛИЦА 14.3. Свойства закаленных коррозионно-стойких сталей аустенитного класса Механические свойства Массовая доля элементов*, % Сталь 04Х18Н10 08Х18Н10 12Х18Н10Т 17Х18Н9 10Х17Н13М2Т 10Х14Г14Н4Т 12Х17Г9АН4 С Сг : Ni <0,04 <0,08 <0,12 0,13-0,21 <0,1 <0,1 <0,12 1 7 -1 9 1 7 -1 9 1 7 -1 9 1 7 -1 9 1 6 -1 8 1 3 -1 5 1 6 -1 8 9 -1 1 9 -1 1 9 -1 1 8 -1 0 1 2 -1 4 2 ,8 -4 ,5 3,5—4,5 Мп Ti — * — _ — 1 3 -1 5 8 -1 0 ,5 '_ 0,7 — — Прочие __ _ 0 ,3 -0 ,6 1 ,8 -2 ,5 Мо _ 0,6 0 ,1 5 -0 ,2 5 N — ^в. МПа 8. % 500 520 520 600 520 650 700 45 45 40 35 40 35 40 * По ГОСТ 5 6 3 2 -7 2 . полнительное легирование молибденом (табл. 14.3). В водяном паре при боль ших давлениях и повышенных темпера турах хромоникелевые стали подвер жены коррозионному растрескиванию. Большим достоинством хромонике левых сталей аустенитного класса является хорошая технологичность в от ношении обработки давлением и Сварки, что определило возможность использо вания их как конструкционного мате риала. Структура хромоникелевых сталей за висит от содержания углерода, хрома и никеля (рис. 14.6). Сталь с содержа нием углерода 0,1 % в результате медленного охлаждения приобретает многофазную структуру аустенита с не большим количеством феррита и карби дов А + Ф + К. Такая многофазная структура не обеспечивает хорошей кор розионной стойкости и пластичности. И то и другое можно получить закал кой стали из однофазной аустенитной области. Быстрое охлаждение в воде фиксирует структуру, которая была при нагреве, так как полиморфное превра щение не успевает пройти, а избы точные фазы выделиться. Однофазное закаленное состояние, при котором весь хром находится в твердом растворе, обеспечивает стали максимальную коррозионную стойкость в окислительных средах. Такая струк тура придает сталям наилучшую плас тичность (ов = 500 -т- 600 МПа; 5 = = 35-^45 %), что позволяет подвергать их холодной пластической деформации, в процессе которой они хорошо на клепываются и упрочняются, несколько теряя при этом в коррозионной стойко сти (рис. 14.7). При нагреве закаленной стали аусте нит, согласно приведенной диаграмме на рис. 14.6, распадается с выделением по границам мелкодисперсных карбидов хрома, в результате чего границы обед няются хромом. При сплошном обедне нии границы становятся анодами. Кор розионное разрушение приобретает НВ б ,, МПа нв 3000 - т о - 2000 -1000 - / - _ 1000 - 600 6 гоо - - 1 0 го --- — * ьо во % Степень обжатия Рис. 14.7. Влияние пластической деформации на механические свойства стали 12Х18Н10Т Материалы, устойчивые к воздействию температуры и рабочей среды 277 опасный межкристаллитный характер. Склонность к межкристаллитной корро зии в аустенитных сталях появляется после нагрева при определенных темпе ратурах и выдержках в процессе обра ботки или в условиях эксплуатации. Все способы борьбы с появлением склонности к межкристаллитной корро зии направлены на предотвращение вы делений хрома из аустенита. С этой целью уменьшают содержание углерода в стали либо вводят более сильный карбидообразующий элемент, который связывает весь углерод в карбид, а хром остается в твердом растворе. К таким элементам относятся титан, содержание которого должно более чем в 5 раз пре вышать содержание углерода, а также ниобий. Стали 04Х18Н10, 08Х18Н10 и 12Х18Н10Т вследствие малого содер жания углерода или дополнительного легирования титаном не склонны к меж кристаллитной коррозии. Такие стали называют стабилизированными. Сталь 17Х18Н9 склонна к межкри сталлитной коррозии, поэтому после за калки ее нельзя нагревать выше 400 °С, в частности, нельзя сваривать. Эти ста ли поставляют в закаленном, а также наклепанном состоянии с ств = = 1000-5-1200 МПа и 8 = 20 + 10%. Более дешевыми являются коррозион но-стойкие аустенитные стали, в ко торых дефицитный никель частично или полностью заменен марганцем и азотом (см. табл. 14.3). В результате закалки они приобретают однофазную аустенитную структуру и не уступают по корро зионной стойкости хромоникелевым сталям. Стали, не содержащие титан, склонны к межкристаллитной коррозии. Аустенитные хромоникелевые и хро момарганцевые стали широко исполь зуют в конструкциях, изготовляемых из листовой стали штамповкой и сваркой (вакуумные камеры, оболочки, емкости, трубопроводы и т. п.), в самолето-, ма шино-, приборо- и судостроении, хими ческой промышленности и др. Коррозионно-стойкие покрытия. Ме таллические и неметаллические корро зионно-стойкие покрытия являются рас пространенным средством повышения долговечности изделий при работе в коррозионной среде. Металлические покрытия по механиз му своего влияния делят на катодные и анодные. Катодные покрытия изготовляют из более электроположительного металла. Они экранируют анодные участки ме талла и повышают электродный потен циал поверхности. Вследствие высокой коррозионной стойкости они долго вечны, но не выносят механических пов реждений. Если есть царапины, то основ ной металл при наличии покрытия - вто рого катода корродирует быстрее, неже ли без покрытия. Покрытия свинцом или оловом (луже ние) для железа и низкоуглеродистой стали являются катодными. Свинец и олово более электроположительные металлы, чем железо в атмосфере воз духа, неорганических и органических не окисляющих кислотах. Луженую сталь применяют в пищевой промышленно сти, а покрытие свинцом-в химической промышленности. Анодные покрытия изготовляют из более электроотрицательного металла. Разрушаясь, он предохраняет металл от коррозии. При механических поврежде ниях такое покрытие выполняет роль дополнительного более электроотрица тельного анода, который забирает боль шую долю коррозионного тока и тем самым защищает основной анод. Анодные покрытия применяют при ат мосферной и морской коррозии. Напри мер, анодными для железа и углеро дистых сталей являются покрытия цин ком или кадмием. Неметаллические покрытия представ ляют собой вещества с ионным или мо лекулярным типом связи, являющимися по своим электрическим свойствам диэ лектриками или полупроводниками. Вследствие большого омического со- 278 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении противления электрохимическая корро зия в них не развивается [см. формулу (14.6)]. Ионным типом связи обладают покрытия из оксидов, создаваемые на сталях при нагреве на воздухе или при анодировании алюминия. Высокомоле кулярные соединения входят в состав покрытий из лаков, фторопластов, а также совместно с оксидами в состав красок и эмалей. Неметаллические высокомолеку лярные покрытия во многих случаях легко отслаиваются, хрупки и разру шаются при относительно небольших нагрузках. В некоторых случаях предпо читают изготовлять детали и элементы целиком из полимеров и пластмасс, что обеспечивает конструкции долговеч ность в эксплуатации. 14.2. Жаростойкие материалы Ме-»Ме2+ + 2е\ (14.7) О + 2 е-* 0 2~; (14.8) Ме2+ + 0 2~-»М е0. (14.9) Процесс окисления заканчивается химиче ским взаимодействием ионов (14.9) с образо ванием на поверхности кристаллических про дуктов химической реакции, которые затруд няют дальнейшее окисление, оказывая тем самым защитное действие. Возможность самопроизвольного окисле ния определяется знаком изменения стан дартного термодинамического потенциала реакции (14.9) при данной температуре (хи мическое сродство к кислороду) AGf. Если Д(Щр < 0, то окисление возможно. Приведенные ниже значения ДG% показы вают, что золото и серебро при температуре 298 К не окисляются. В сплавах, содержа щих хром и никель, более вероятно образова ние оксидов хрома. Оксид . . . . Au20 Д (?298, кДж/моль + 3 Ag20 NiO Cr20 3 +1,2 —24,1 —40,5 Конструкционные металлические ма Скорость окисления зависит от защитных териалы в процессе обработки и экс плуатации при нагреве в коррозионно свойств образовавшихся поверхностных окси активных средах подвергаются химиче дов. Защитными свойствами обладают толь ко плотные оксиды, имеющие коэффициент ской коррозии и разрушению. объема <р* в пределах 1,0 —2,5. Химическая коррозия. Она развивает При ф < 1 оксид рыхлый, а поэтому доступ ся в сухих газах или жидких неэлектро •кислорода к поверхности металла остается литах. В большинстве случаев это кис свободным. При отношении Щ> 2,5 оксид лородосодержащие газы: сухой воздух, под влиянием больших внутренних напряже углекислый газ, сухой водяной пар ний, возникающих вследствие большой раз и чистЫй кислород. При химической ницы объемов оксида и металла, растрески коррозии поверхность металла окис вается и осыпается с поверхности металла, которая вновь окисляется. ляется. Пленки, образующиеся на поверхности ме Способность металла сопротивляться талла при температуре 25 °С и называемые коррозионному воздействию газа при природными, обладают очень хорошими за высоких температурах называют жаро щитными свойствами, несмотря на малую стойкостью.' толщину (3-10 нм). Эти не видимые глазом Окисление включает несколько последо вательно идущих этапов. Первым из них является адсорбция молекул кислорода из газовой фазы поверхностными атомами металла. При адсорбции выделяется теплота, которая вызывает диссоциацию молекул кис лорода на атомы. Этот процесс сопрово ждается перераспределением электронов и ионизацией атомов: поверхностные атомы металла окисляются —теряют электроны (14.7); атомы кислорода восстанавливают.ся —захватывают электроны (14.8). плотные пленки покрывают поверхность ме талла сплошным слоем. Кристаллографиче ская решетка таких оксидов подобна решет ке металла. При нагреве растет толщина оксида и из меняется его кристаллографическая структу ра: решетка оксида, непосредственно приле гающего к металлу, отличается от решетки * ф равно отношению объемов моля оксида к грамм-атому металла. Материалы, устойчивые к воздействию температуры и рабочей среды 279 перемещение ионов обеспечивает диффузия вследствие разницы в концентрации ионов металла на внутренней С и внешней С0 по верхности. Скорость окисления в этом слу чае несколько больше, чем при миграции, но также невелика по сравнению со скоростью окисления рыхлых оксидов. Скорость окисления d h / d x описывается уравнением dh/dx = (dh /dx)0 ехр( - £/(RT)), (14.10) где /{-универсальная газовая постоянная. В координатах (lg ( dh/d x) — 1/Т) эта зависи мость имеет вид прямой, наклон которой определяет энергию активации процесса окисления Е. Скорость окисления оценивают Рис. 14.8. Схема роста плотных оксидов по скорости изменения массы металла [г/(м2-ч)] или толщины оксидной пленки металла, но они имеют размерное и струк (мкм/ч). турное соответствие. По мере удаления от Для металлов, у которых при нагреве ме поверхности металла кристаллографическая няются химический состав и структура окси структура оксида все более отличается от ре дов, температурная зависимость скорости шетки металла и на внешней поверхности окисления имеет несколько линейных участ приближается к решетке компактного окси ков с разным наклоном. Каждый из них да определяется защитными свойствами окси Оксиды металлов представляют собой дов в определенном температурном интерва промежуточные фазы с ионным типом связи. ле. На рис. 14.9 показана температурная за По сравнению со стехиометрическим соста висимость скорости окисления меди на воз вом, который отражает химическая формула, духе. В интервале температур 200-400 °С в решетке оксидов может быть избыток скорость окисления меди находится в пре- ■ ионов металла или кислорода. Избыток со делах 1 0 '7 - 10"3 г/(м 2-ч). При 400°С на здают либо ионы металла, расположенные чинается интенсивное окисление, что связы в межузельных порах, либо вакансии в узлах вают с появлением оксида Си20 , который решетки вследствие недостатка ионов метал имеет большую дефектность кристалличе ла или кислорода. Таким образом, кристал ской решетки (недостаток ионов металла) лографическая решетка оксидов переменного и заменяет бездефектный оксид СиО. состава дефектна: чем больше вакансий или Температурные зависимости скорости межузельных ионов, тем больше дефект окисления металла определяют эксперимен ность и хуже защитные свойства оксидов. тально в условиях, максимально прибли Исключением являются оксиды СиО и женных к эксплуатационным. По ним оцениСг20 3, которые практически бездефектны, жаростойкость металла и максимальа поэтому обладают хорошими защитными свойствами. В рыхлых оксидах перемещение ионов кис лорода к поверхности металла облегчено, поэтому скорость окисления велика. i В плотных оксидах перемещение ионов (обычно это ионы металла) затруднено и в зависимости от температуры окисления Рис. 14.9. Влияние температуры на скорость окисления меди на воздухе 280 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении ТАБЛИЦА 14.4. Жаростойкость чистых ме таллов Жаростойкость металлов. Жаростой кость одного и того же металла зависит от многих внешних и внутренних факто ров. К первым относят температуру, со став газовой среды, скорость ее движе ния, парциальное давление окислителя. Повышение температуры и скорости движения газовой фазы увеличивает скорость окисления. Изменение пар циального давления кислорода оказы вает более сложное влияние. Рост пар циального давления кислорода ускоряет процесс коррозии металлов, образую щих рыхлые оксиды, а также плотные оксиды с большим избытком кислоро да. Коррозию железа усиливает наличие в газовой фазе Н20 и сернистых газов. Внутренними факторами являются хи мический состав металла, структура и чистота обработки поверхности. Наи большее влияние оказывает химический состав металла, который определяет кристаллическую структуру и защитные свойства оксида. Полированные поверх ности окисляются медленнее, так как оксиды равномерны по толщине и по этому более прочно сцеплены с поверх ностью металла. Сравнительная оценка жаростойкости чистых металлов по скорости окисления на воздухе в интервале допустимых ра бочих температур приведена в табл. 14.4. Очень плохая жаростойкость магния при температурах выше 450 °С связана с образованием рыхлого оксида MgO, у которого коэффициент объема <р = = 0,79. В интервале температур 500 — 600 °С скорость окисления магния лежит в пределах от 10“ 1 до 101 г/(м 2-ч). Порошок магния бурно окисляется и самовоспламеняется при нагреве. Оксиды металлов второй группы плотные, но их защитные свойства ухуд- 1 Очень плохая 2 Плохая Группа ную рабочую температуру эксплуатации. Обе характеристики определяют возмож ность использования металла при заданной рабочей температуре и длительности экс плуатации. Жаро стойкость 3 Удов летво рится ьная 4 Хоро шая 5 Отлич ная Металлы Mg Определяющий фактор Рыхлые оксиды Nb, Та, Мо, Плотные оксиды W, Ti, Zr с плохими защит ными свойствами Си, Fe, Ni, Плотные оксиды с большой дефект Со ностью Al, Zn, Sn,' Плотные оксиды Pb, Cr, Mn, с хорошими за щитными свойст Be вами Ag, Au, Pt Малое химиче ское сродство к кислороду шаются при нагреве выше 550 °С. Это объясняется тем, что оксиды тугоплав ких металлов Nb, Та, МО, W имеют <р > 2,5, поэтому возникают большие внутренние напряжения, разрушающие оксиды. Кроме этого, оксиды Мо и W имеют низкие температуры сублима ции и при нагреве испаряются. Оксиды Ti и Zr, образующиеся при нагреве, те ряют кислород вследствие его большой растворимости в металле и не защи щают от дальнейшего окисления. Это явление называют деградацией оксида. При высоких температурах и дли тельных выдержках оксид становится даже рыхлым. Оксид циркония в этом случае меняет окраску: из белого он становится черным. Порошок циркония, так же как и магния, склонен к самовоз горанию даже от нагрева при трении и ударах. Для тугоплавких металлов скорости окисления на воздухе в интер вале температур 700-800 °С лежат в пределах от 101 до 103 г/(м 2-ч). Металлы третьей группы Си, Fe, Ni, Со в интервале температур 500-600 °С окисляются на воздухе со скоростью от 10“ 3 до 10-1 г/(м 2-ч), а в интервале 700-800 °С -о т 101 до 1 г/(м 2-ч). Отно- Материалы, устойчивые к воздействию температуры и рабочей среды 281 * гЛГ.ч)1100 ----*а и юVz Рис. 14.10. Влияние температуры на скорость окисления железа на воздухе сительно высокие скорости окисления у металлов этой группы связывают с большой дефектностью образующихся при нагреве оксидов. В процессе окисления железа и стали на поверхности растут несколько окси дов, у которых химический состав, кри сталлографическая структура и за щитные свойства различны. Температурная зависимость скорости окисления железа на воздухе отражает изменения состава и структуры обра зующихся на поверхности оксидов (рис. 14.10). До 560 °С окисление идет медленнее, так как на поверхности обра зуются оксиды Fe30 4 и Fe20 3 с хоро шими защитными свойствами. При дальнейшем нагреве эти оксиды вслед ствие большого коэффициента объема Ф растрескиваются. Единственно за щитным оксидом становится FeO с худ шими защитными свойствами. Именно по этой причине предельно допустимая рабочая температура нагрева на воздухе для чистого железа составляет 560°С. Благодаря легированию эту температу ру удается повысить до 1000-1200 °С. Металлы четвертой группы Al, Zn. Sn, Pb, Сг, Мп, Be обладают хорошей жаро стойкостью. Скорость окисления на воз духе в интервале температур 400-600 °С менее 10"6 г/(м2 •ч), а в интервале тем ператур 700-800°С составляет 10-4-10~3 г/(м 2 ч). Металлы этой группы, наряду с элементом Si, исполь зуют при жаростойком легировании. Жаростойкость сплавов. Основным требованием ко всем элементам при жа ростойком легировании является боль шее химическое сродство к кислороду, нежели сродство основного металла. Только в этом случае легирующий эле мент может влиять на жаростойкость. В связи с этим металлы пятой группы Ag, Au, Pt (см. табл. 14.4) нельзя ис пользовать при жаростойком легирова нии. Повышенная жаростойкость низколегиро ванных сталей и сплавов вызвана тем, что легирующий элемент В входит в решетку ок сида основного металла А, уменьшая тем самым его дефектность. Образуется легиро ванный оксид (АВ)иО„. Металлы, у которых оксид имеет избыток ионов в межузлиях (рис. 14.11,а), следует легировать элемента ми большей валентности. Для сохранения электронейтральности произойдет замена ЗА2+ =2В3+ и уменьшится число межузельных ионов металла. Металлы, у ко торых оксиды имеют недостаток ионов ме талла в узлах решетки (рис. 14.11,6), следует легировать элементами меньшей валентно сти. При этом произойдет замена А3+ = 2В’ и уменьшится число катионных вакансий. Хорошую жаростойкость высоколегиро ванных сталей и сплавов объясняют тем. что легирующий элемент образует собственный оксид В.,0,, обладающий лучшими защитны ми свойствами, нежели оксил основного ме талла АгаО„. Для образования оксила леги рующего элемента последний должен не Рис. 14.11. Схема изменения концентрации дефектов оксидов при легировании: а —с избытком ионов металла; 6 —с недостатком йовов металла 282 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении только иметь большее химическое сродство к кислороду, а его количество и диффузион ная подвижность должны обеспечить образо вание оксида на всей окисляемой поверхно сти. Сам оксид легирующего элемента дол жен быть плотным, не растрескиваться, иметь малую электрическую проводимость, но высокие температуры сублимации и плав ления, не образовывать легкоплавких эвтектик и собственных фаз. Высокая жаростойкость высоколегиро ванных сталей и сплавов на основе пере ходных металлов связана с образованием двойных оксидов А0 А20 3, которые имеют кристаллическую решетку типа шпинели (см. п. 1.3). В узлах решетки расположены ионы кислорода; ионы двух- и трехвалентного ме таллов, имеющие меньший ионный радиус, занимают межузельные поры. Переменный состав оксида объясняется наличием ва кантных межузельных пор, по которым и идет диффузия ионов металлов. Высокие защитные свойства двойных оксидов связы вают с большой плотностью упаковки и малым параметром кристаллической ре шетки. Ионы легирующего элемента частич но или полностью заменяют ионы металла. Такая замена уменьшает коэффициент диф фузии и электрическую проводимость, тем самым улучшая защитные свойства оксида. Жаростойкость промышленных алю миниевых сплавов, за исключением спла вов с магнием АМгЗ, АМгб, практиче ски такая же хорошая, как у чистого алюминия, так как химическое сродство к кислороду алюминия больше, чем эле ментов Си, Zn, Si, Mn, входящих в эти сплавы. Некоторое ухудшение жаро стойкости в сплавах, структура которых неоднофазная, вызвано неоднород ностью оксида А120 3 п о составу и тол щине. Алюминиевые сплавы типа АМг, содержащие магний, уступают чистому алюминию, так как в этих сплавах маг ний образует на внешней поверхности собственный рыхлый оксид MgO. Жаростойкость магния удается повы сить легированием. Небольшие добавки бериллия (0,02-0,05%) улучшают жаро стойкость и устраняют самовозгорание при технологической обработке. Сплавы магния с Mn, Zn и А1 также более жаро стойкие, чем магний. Жаростойкость промышленных медных сплавов- латуней и бронз-выше жаростойкости чистой меди. Легирую щие элементы в медных сплавах-эле менты четвертой группы (см. табл. 14.4) имеют большее химическое сродство к кислороду, чем медь, и при достаточ ном их количестве образуют при нагре ве собственные оксиды, обладающие лучшими защитными свойствами, чем оксид Си20 . Сплавы меди с Be, Al, Mn отличаются высокой жаростойкостью; несколько уступают им. сплавы с Zn, Sn, Si. Титановые сплавы поглощают кисло род более активно, чем иодидный титан, поэтому защитные оксиды на поверхно сти не образуются, и жаростойкость ти тана при легировании не улучшается ни для а-сплавов, ни для (а + Р)-сплавов. Повысить жаростойкость удается лишь применением жаростойких покрытий. Жаростойкость железа и стали мож но повысить легированием хромом, алюминием и кремнием. Наибольшее распространение при объемном и по верхностном легировании железа и ста лей получил хром, содержание которого доходит до 30%. С..увеличением содер жания хрома в стали, а также с ростом температуры, выдержки и уменьше нием парциального давления окисли теля содержание хрома в оксиде ра стет. Легированные оксиды железа за меняются оксидами хрома, что ведет к повышению жаростойкости. Низко углеродистая сталь при большом содер жании хрома приобретает однофазную ферритную структуру. В процессе дли тельной работы при высоких температу рах кристаллы феррита растут, что со провождается понижением сопротивле ния ударным нагрузкам-снижается ударная вязкость. Для предотвращения такого охрупчивания сталь дополни тельно легируют карбидообразующими элементами (например, титаном). Кар биды затрудняют рост зерна феррита. Химический состав и свойства жаро стойких сталей Приведены в табл. 14.5. Материалы, устойчивые к воздействию температуры и раб.очей ср ед ы 283 ТАБЛИЦА 14.5. Свойства жаростойких сталей и сплавов М еханические св о й ств а Массовая доля элементов*, % Марка 08Х17Т 15Х25Т 20Х23Н18 20Х25Н20С2 С Сг Ni Si Ti ств, М П а S, % 0,08 0,15 0,2 0,2 16-18 24-27 22-25 24-27 0,7 0,8 17-20 18-21 0,8 1 1 2 -3 0 ,4 -0 ,8 0,75-0,8 400 450 500 600 20 20 35 35 — — * По ГОСТ 5632-72. Следует отметить, что стали 08Х17Т ровании. Ж аростойкие стали Х 1 3 Ю 4 хром ом и 15Х25Т ферритного класса (в структу и Х23Ю5Т, легированные ре преобладает феррит) нежаропрочны, и алюминием, так же как и сп л ав поэтому их используют в изделиях, ко Х20Н80, используют как м а тер и а л ы торые не испытывают больших нагру с повышенным электрическим с о п р о т и в зок, особенно ударных. Свойства сталей лением (см. п. 17.1). Низкая жаростойкость т у го п л а в к и х приведены для отожженного состояния. Сплавы 20Х23Н18 и 20Х25Н20С2 аусте металлов Мо, W, Та, N b с о зд а е т б о л ь нитного класса не только жаростойки, шие затруднения при и спользовании их но и жаропрочны. Свойства их даны в качестве жаропрочных м атер и ал ов . для закаленного состояния. Области Применение вакуума и защ итны х с р е д применения жаростойких сталей и спла при технологической обр аботк е и экс плуатации тугоплавких м еталл ов вы зы вов указаны в табл. 14.6. В сталях содержание алюминия вает в некоторых случаях бол ь ш и е т е х и кремния в отличие от хрома ограниче нические трудности. О бъ ем н ое л е г и р о но, так как эти элементы охрупчивают вание тугоплавких металлов не п р и в о сталь и ухудшают технологические дит к повышению ж аростойк ости, х о т я свойства при обработке давлением. для повышения жаропрочности о н о м о Этот недостаток можно исключить, ес жет быть эффективным. Вы сокой ж а р о ли их вводить совместно с хромом или стойкости можно добиться, и сп ол ь зуя использовать при поверхностном леги жаростойкие тугоплавкие покры тия. ТАБЛИЦА 14.6. Жаростойкие стали и сплавы, применяемые в электропечах Рабочая температура, °С Назначение П олуфабрикат (Г О С Т ) Х13Ю4 900 - 950 Электронагреватели печей Х23Ю5Т Х20Н80 15Х25Т 1350-1400 1050-1100 800-1000 Проволока (ГОСТ 112766.1-77) Лента (ГОСТ 12766.2 —77) Марка 20Х23Н18 1 20Х25Н20С2 1 800-1000 950-1050 Малонагруженные детали пе-1 Листы (ГОСТ 5582 —85) чей Муфели, направляющие, д е -1 Сортовой прокат тали вентиляторов, конвейе-1 (ГОСТ 5949 —75) ров и рольгангов печей Муфели, ролики рольгангов, \ То же подовые плиты и другие де тали печей, работающие в уг леродосодержащей среде 284 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении 14.3. Жаропрочные материалы Критерии жаропрочности материалов. Жаропрочностью называется способ ность материала длительное время со противляться деформированию и разру шению при повышенных температурах. Жаропрочность важна при выборе материала, когда рабочие температуры Деталей превышают 0,3 Тт. Многие де тали современных паросиловых устано вок, металлургических печей, двигателей внутреннего сгорания, газовых турбин и других машин нагреваются до высо ких температур и несут большие нагруз ки. Условия работы деталей весьма раз нообразны; решающее значение при выборе материала имеют температура, длительность работы под нагрузкой и величина напряжений. Например, па росиловые установки работают сотни тысяч „часов, а ракетные двигатели-все го несколько минут. В одних случаях температуры участков деталей очень высоки и близки к температуре плавле ния сплава, в других-они лишь незна чительно выше 0,3 Тпд. При высоких температурах ускоряются диффу зионные процессы, изменяются исход ная микроструктура и механические свойства материала. Нагрев ослабляет межатомные связи, при высоких температурах уменьшают ся модули упругости, временное сопро- Рис. 14.12. Зависимость предела текучести металлов от температуры / - А1; 2 - Си; 3 - Ti; 4 - Та; 5 - W Р ис. 14.13. Кривая ползучести: / —неустановившаяся стадия; / / —установившаяся стадия; III —стадия разрушения тивление, предел текучести, твердость. Чем ниже Тш основы сплава, тем ниже оказываются его допустимые рабочие температуры (рис. 14.12). При длительном нагружении при вы соких температурах поведение материа ла определяется диффузионными про цессами. Для этих условий характерны процессы ползучести и релаксации на пряжений. Ползучесть представляет собой мед ленное нарастание пластической дефор мации под действием напряжений, мень ших предела текучести. Типичная зави симость деформации от времени нагру жения представлена на рис. 14.13. Кри вая ползучести состоит из трех участ ков, каждый из которых соответствует определенной стадии ползучести. Пер вая стадия так называемой неустановившейся ползучести отличается посте пенным затуханием скорости деформа ции до определенной постоянной вели чины. Вторая стадия установившейся ползучести характеризуется постоянной скоростью деформации. На третьей ста дии скорость деформации нарастает до момента разрушения. Третья стадия ползучести, как правило, непродолжи тельна и для деталей недопустима, так как в этом случае неминуемо быстрое разрушение. Относительное развитие каждой ста дии зависит от температуры и напряже ния. При одном и том же напряжении повышение температуры испытания со- Материалы, устойчивые к воздействию температуры и рабочей среды 285 териале появится пластическая дефор мация 1%. Пределом длительной прочности на зывают напряжение, которое вызывает разрушение материала при заданной температуре за определенное время. с В обозначении предела длительной прочности указывают температуру А р и время до разрушения. Например, а?8°ово-1Э0 МПа означает, что при а) * температуре 600 °С материал выдержит действие напряжения 130 МПа в тече t-const L ние 10000 ч. Предел длительной про чности характеризует разупрочнение ма териала в процессе длительного нагру жения при высоких температурах. Пре дел длительной прочности всегда меньше предела прочности, определяемого при А кратковременных испытаниях при той 'I 0/ же температуре. г Ползучесть металлов вызывает релак 6) сацию напряжений в предварительно Рис. 14.14. Зависимость ползучести от тем нагруженных деталях. При высокотем пературы (а) и напряжений (б): пературных условиях работы постепен ,l< , 2< , 3< , 4 < , 5< , 6 ; °1< C T 2 < 0 J< C T 4 < 0 S но уменьшаются напряжения в болтах и других крепежных деталях, ослаб кращает продолжительность второй ста ляются натяги и т. п. Деформация на дии и ускоряет разрушение (рис. 14.14, а). груженной детали представляет собой Аналогично влияет повышение напря сумму упругой и пластической деформа жения при неизменной температуре ции. В начале эксплуатации пластиче ской деформации нет, и напряжение, на испытания (рис. 14.14, б). Предел текучести, определяемый при пример, в затянутой шпильке, равно кратковременных испытаниях, не может ст0 = £,е0 (где Е, —модуль упругости при быть критерием жаропрочности, так как температуре эксплуатации). Появление он не учитывает поведение материала пластической деформации уменьшает при длительном нагружении. Критерия долю упругой деформации до е,, кото ми жаропрочности являются предел рая меньше е 0. Соответственно умень ползучести и предел длительной про шается напряжение до а , = £,е,. Возни чности. кающая пластическая деформация есть Пределом ползучести называется на не что иное, как деформация ползучести пряжение, под действием которого ма под действием монотонно убывающего териал деформируется на определенную напряжения. Критерием сопротивления релаксации величину за определенное время при за данной температуре. В обозначении является падение напряжения Да = а 0 — предела ползучести указывают темпера — а, за время т при заданной темпера туру, величину деформации и время, за туре. которое она возникает. Например, Большинство жаропрочных материа-. ° lfiooooo = 100 МПа означает, что под лов поликристаллические. В таких мате действием напряжения 100 МПа за риалах деформация ползучести разви 100000 ч при температуре 550 °С в ма вается благодаря перемещению лисло?ч W ?d 6-const 1 /с 5 / и / / с di ОС / / 4 286 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении каций в зернах, зернограничному сколь жению и диффузионному переносу. Перемещение дислокаций при темпе ратурах выше 0,3 ТПЛ происходит двумя путями-скольжением и переползанием. При нагреве имевшиеся вокруг дислока ций скопления атомов легирующих эле ментов и примесей растворяются, и это облегчает скольжение. Переползание дислокаций обеспечивается их взаимо действием с вакансиями, благодаря это му отдельные участки дислокаций сме щаются в соседние плоскости кристал ла. Нагрев ускоряет диффузионный при ток вакансий и облегчает переползание. Зернограничное скольжение представ ляет собой сдвиг зерен друг относитель но друга вдоль общих границ в узкой пограничной области. Скольжение раз вивается под действием касательных на пряжений. Деформация скольжения тем больше, чем мельче зерна. Диффузионный перенос связан с пере мещением вакансий вдоль границ и вну три зерен. Под действием растягиваю щих напряжений уменьшается энергия образования вакансий. На границе ме жду двумя растянутыми зернами (рис. 14.15) концентрация вакансий уве личивается и они перемещаются в зоны, где их концентрация меньше. Потоку вакансий соответствует встречный по ток атомов, поэтому у растянутых гра ниц количество атомов увеличивается и зерна удлиняются. Перенос атомов происходит и по объему зерен, однако вклад объемной диффузии незначителен и играет роль лишь при высоких темпе ратурах около 0,9 Тпл, а действие зернограничной диффузии существенно уже при температурах 0,4-0,6 Т^. Когда между перемещением дислока ций, зернограничным скольжением и диффузионным переносом нет со ответствия, на границах зерен по являются поры и быстро наступает раз рушение. Для обеспечения жаропрочности тре буется ограничить подвижность дисло каций и замедлить диффузию. Это до- Рис. 14.15. Схема диффу зионной ползучести: заштрихованные области — удлинение зерна под влия нием направленной диффу зии вдоль границ зерен стигается повышением прочности межа томных связей, созданием препятствий для перемещения дислокаций внутри зе рен и на их границах, увеличением раз меров зерен. Основной путь повышения жаропроч ности-создание в материалах крупно зернистой структуры с однородным рас пределением мелких частиц упрочняю щих фаз внутри зерен и на их границах. Многофазная структура с мелкими частицами упрочняющих фаз в сталях получается при помощи закалки и отпу ска, а во многих жаропрочных спла вах-после закалки и старения. Для по лучения оптимальной структуры в жа ропрочных сталях и сплавах исполь зуют комплексное легирование, и по химическому составу эти материалы сложнее обычных легированных сталей и сплавов. Прочность межатомных связей у большинства металлов недостаточная для обеспечения жаропрочности. Леги рование твердого раствора увеличивает жаропрочность, но эффективность рас творного упрочнения небольшая и сохра няется до температур около 0,6—0,65 Тпл. Материалы со структурой твердого раствора по жаропрочным свойствам уступают материалам, упрочненным дисперсными частицами. Упрочняющими фазами служат кар биды в жаропрочных сталях, у'-фаза с ГЦК решеткой в никелевых сплавах, Материалы, устойчивые к воздействию температуры и рабочей среды 287 оксиды T h 0 2 или НГО2 в никеле, фазы Лавеса и некоторые другие промежу точные фазы. Эффективность упрочне ния определяется свойствами частиц и их распределением. Чем они мельче и чем ближе находятся друг от друга, тем выше жаропрочность. Крупнозернистость - характерная осо бенность структуры жаропрочных мате риалов. Чем крупнее зерна, тем меньше протяженность межзеренных границ и слабее зернограничное скольжение и диффузионный перенос. В этом отно шении идеалом являются монокри сталлы, у которых совсем нет границ зе рен. Однако производство деталей со структурой монокристалла сложно, ос воено лишь для отдельных деталей, и практически приходится иметь дело • с поликристаллическими материалами. Для улучшения их жаропрочности тре буется упрочнение границ зерен. С этой целью в жаропрочные стали и сплавы вводят малые добавки (0,1-0,01 %) леги рующих элементов, которые концентри руются на границах зерен. Эти эле менты замедляют зернограничное скольжение и нейтрализуют действие вредных примесей. Особенно часто для упрочнения границ используют бор, це рий и другие редкоземельные металлы. Границы зерен в никелевых жаро прочных сплавах упрочняют карбидами, добавляя с этой целью в сплавы около 0,1% С. Дополнительными мерами повыше ния жаропрочности служат: 1) термоме ханическая обработка; 2) увеличение прочности межатомной связи в сталях, когда благодаря легированию ОЦК ре шетка заменяется ГЦК решеткой; 3) со здание анизотропной структуры* Термомеханическую обработку при меняют для получения структуры полигонизации. Такая структура устойчива при нагреве в отличие от структуры на клепанного металла. Полигонизация по вышает сопротивление ползучести, так как малоугловые границы в зернах ме шают передвижению дислокаций. Одна ко такая обработка эффективна лишь в изделиях простой формы (например, трубы), где удается обеспечить однород ную деформацию и одинаковые свой ства во всем изделии. У железа межатомные связи в ГЦК решетке прочнее, чем в ОЦК решетке. В частности, при температуре ~911 ?С коэффициент самодиффузии железа в ОЦК решетке в 300 раз больше, чем в ГЦК решетке. Аустенитные стали имеют ГЦК решетку и по жаропрочно сти немного превосходят жаропрочные стали с ОЦК решеткой. Анизотропную структуру в изделиях из жаропрочных сплавов получают направленной кристаллизацией или те ми же способами, какими получают композиционные материалы. Основные группы жаропрочных мате риалов. Перлитные, мартенситные и аустенитные жаропрочные стали исполь зуются при температурах 450-700 °С и по масштабам применения занимают ведущее место. Ниже 450°С вполне при годны обычные конструкционные стали и нет необходимости заменять их жаро прочными сталями. Жаропрочные сплавы на основе алю миния. магния и титана легче сталей, однако они менее жаропрочны и ис пользуются при следующих температу рах (табл. 14.7): сплавы алюминия-до 300-350 °С (исключением являются сплавы САП, их можно применять до 500-550 °С); сплавы магния-до 300-350 °С; сплавы титана - до 500-600 °С. Указанные сплавы, несмотря на более высокую стоимость, приме няют там, где из-за повышенных экс плуатационных температур невозможно использовать обычные сплавы этих ме таллов и нельзя применить стали из-за более высокой плотности. Сплавы на основе никеля или кобаль та жаропрочнее сталей. Сплавы на осно ве никеля применяют при температурах 700-1000 °С, а кобальтовые сплавы не получили широкого применения из-за дефицитности. 288 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении ТАБЛИЦА 14.7. Жаропрочность сплавов на основе алюминия, магния, титана Сплав Массовая доля легирующих элементов, % На основе алюминия: б.ЗСи; 0,6Мп; 0.15Ti Д20 2,ЗСи; l,6Mg; 1,1 Fe; 1,1 N i; до АК4-1 0,1 Ti 6 - 9 А120 , САП-1 4,9Cu; 0,8Mn; 0,25Ti АЛ 19 5,8Cu; 0,8Mn; l,0Ni; 0,2Zr; 0,2Ce АЛЗЗ На основе магния: 2,5 —3,5Nd; 0,5Zr МА12 2 ,5 -4 P3M; 0,7Zr; 0,5Zn МЛ 11 „ МЛ19 1,6—2,3Nd; 0,6Zn; 0,7Zr; 1.7Y На основе титана: 6A1; 2,5Mo; 0,5Fe; 0,25Si В Т З-1 6.25A1; 4V ВТ6 6,5A1; 3,3Mo; 0,3Si ВТ8 6,5A1; 3,3Mo; 0,25Si; 1.6Zr ВТ9 7,5A1; llZ r; 0,7Mo; INb; 0,3Si ВТ18 Материалы высокой жаропрочности, применяемые при температуре выше 1000 °С,- это тугоплавкие металлы и их сплавы, керамика на основе SiC и Si3N4, графит. Перлитные стали. Эти стали предназ начены для длительной эксплуатации при температурах 450-580 °С и исполь зуются главным образом в котлостроении. Критерием жаропрочности для них является предел ползучести с допусти мой деформацией 1 % за 104 или 105 ч. Жаропрочность перлитных сталей обес печивается выбором рационального хи мического состава и полученной в ре зультате термической обработки струк турой легированного феррита с равно мерно распределенными в нем частица ми карбидов. Перлитные жаропрочные стали яв ляются низкоуглеродистыми, содер жат от 0,08 до 0,15% С (иногда содер жание углерода повышают до 0,2—0,3%) и не более 2—3% карбидообразующих элементов, из которых самые важные — молибден, хром и ванадий (табл. 14.8) (12Х1МФ, 25Х2М1Ф). Оптимальной термической обработ кой являются нормализация после на Рекомендуе Темпера мая темпера тура ис тура приме пытания, ^ 1оо» МЦа °С нения. °C 250-300 250-300 300 300 80 45 300-500 250-300 250-300 500 300 300 45 65 95 150-200 200-250 250-300 200 250 300 ~ 100 50 50 350-400 400-450 4 5 0 - 500 500-550 550-600 400 800 — — 500 • 550 600 500 400 200 грева до ~ 1000 °С и последующий от пуск при температуре 650-750 °С в тече ние 2-3 ч. Для перлитных жаропрочных сталей особенно важна стабильность исходной структуры и свойств, так как изгото вленные из них трубы и другие части теплоэнергетических установок эксплуа тируются годами. В исходном состоя нии основная масса молибдена находит ся в феррите, а ванадий, хром и углерод-в карбидах типа МС. В условиях длительной эксплуатации в перлитных сталях происходит измене ние химического состава феррита и кар бидов; сфероидизация и рост карбидных частиц; графитизация-разложение кар бидов с выделением свободного гра фита. Особенно опасна графитизация, так как образование графита приводит к аварийным разрушениям. Наиболее устойчив против графитфзации карбид МС, а наименее стоек карбид М3С. Ле гирование ванадием и хромом, а также отпуск после нормализации увеличи вают термическую устойчивость карби дов и стабилизируют свойства материа ла. • 289 Материалы, устойчивые к воздействию температуры и рабочей среды I ТАБЛИЦА 14.8. Свойства жаропрочных сталей и никелевых сплавов Температура, “С Материал Группа Марка Средняя массовая доля основных легирующих элементов, 25Х2М1Ф 15Х5М 40Х10С2М I Мартен1ситные стали 15Х11МФ I | 11Х11Н282МФ начала интен макси сивно мальная го рабочая окис ления темпе ратура испыания. С а 10000 МПа ,1Сг; 0,ЗМо; 570-585 600 140 84 560 1Мо; 5 2 0 -5 5 0 600 1 6 0 -2 2 0 70 550 100 100 40 40 540 1 550 О О С4 Перлит 0,12С; ные стали 0,2V 0,25С; 0,4V 12Х1МФ Жаропрочные свойства 1 90 1 550 400* 1 _ 550 2,ЗСг; До 0,15С; 5,2Сг; 0,5Мо| 650 0,4С; ЮСг; 2,2Si; 850 0,8Мо 0,15С; 11Сг; 0,7М о;' 550-5801 750 0,3V 600 750 0,11C; U C r; l,7N i;l 1,8W; 0,4M o; 0,25V Аустенит-1 До 0,12С; 18Cr; \№ 'к \ I ные стали 10,5Ti 45Х14Н14В2М 1 \ 0,45С; 14Cr; 14Ni; I' 2.4W I 0,ЗМо 10Х11Н20ТЗР | До 0,10С; U C r; 20Ni;| I 2,6Ti; 0,02В 850 1 8 0 -1 0 0 30 - 401 660 850 1 130 1 40 I 650 850 \ 400** 1 - 1 700 ХН77ТЮР 1050 1110-2001 200***! 750 12X18H10T J I НикелеI вые IХН55ВМТКЮ \ сплавы 1ЖС6К 1 1 До 0,07С; 20Сг; 2,6Tf; l0,8Al; до 0,01В \0,10С; ЮСг ; 5Мо; [4,9W; 14Со; 4.5А1; j l,6Ti \ 0,17С; 11,5Сг; 4Мо; , 5W; 5,5А1; 4,5Со, 12,7Т\; до 0,02В 1050 \ 150**** 1 130*** \ 900 1050 1 1050 100* 950 * °\оо- ** °50’* * ° \ | 1000 - *** °»000Перлитные стали пластичны в холод Перлитные стали с повышенным со ном состоянии, удовлетворительно держанием углерода (0,25-0,30%) по жа обрабатываются резанием и сваривают ропрочности уступают перлитным ста ся. По теплопроводности и тепловому лям с содержанием углерода расширению они близки к обычным 0,12-0,15%, и поэтому для них устано конструкционным сталям. влены максимальные температуры дли Стали, содержащие 0,\2-0Д5% С, ис тельной эксплуатации 525-565°С, Из пользуют в паросиловых установках этих сталей изготовляют валы и цель для изготовления труб пароперегревате нокованые роторы стационарных лей, паропроводов и других деталей, и транспортных пароъых турбин, пло температура эксплуатации которых не ские пружины и крепежные детали. Пер превышает 510-5&0°С. литные стали широко применяют бла10 Иод ред. Б. Н. Арзамасом 292 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Частицы у'-фазы имеют размеры сплавы относят к труднообрабаты 20-40 нм, а ее содержание, в зависимо ваемым материалам. Все виды горячей сти от легирования, доходит до обработки затруднены большим сопро 20-50%. Переход метастабильной у'- тивлением пластическому деформирова фазы в стабильную фазу Ni3Ti означает нию, недостатком технологической пла утрату когерентности, укрупнение ча стичности у ряда металлов и сплавов, стиц второй фазы и значительную поте опасностью загрязнения примесями вне дрения. Во избежание загрязнения на рю жаропрочности. Никелевые жаропрочные сплавы ши грев и обработку заготовок проводят роко применяют благодаря их высокой в защитных средах или вакууме и при прочности, коррозионной стойкости меняют для этих целей специальное, бо и жаропрочности. Помимо основного лее сложное и дорогое, чем обычное, назначения —изготовления лопаток и оборудование. Тугоплавкие металлы активно взаи других ответственных деталей совре менных газотурбинных двигателей, эти модействуют с примесями внедрения: сплавы применяют для изготовления кислородом, азотом, углеродом, а ме штампов и матриц горячего деформи таллы VA подгруппы - еще и с водоро рования металлов. Они используются дом, с которым они легко образуют при температурах от 750 °С, а темпера гидриды. тура 950-1000 °С является для них мак Примеси внедрения охрупчивают ту симальной. В наиболее жаропрочных гоплавкие металлы с ОЦК решеткой. сплавах, содержащих около 10% Сг, не В металлах технической чистоты допу достаток жаростойкости исправляется скается несколько сотых процента при химико-термической обработкой дета месей. Этого достаточно, чтобы ме лей, в частности, алитированием и хро- таллы VIA подгруппы при 25 °С оказа моалитированием. Жаропрочные нике лись хрупкими. Температурный порог левые сплавы с трудом подвергаются хладноломкости у вольфрама находится горячему деформированию и резанию. около 300 °С, а у молибдена и хрома-в Как и аустенитные стали, эти сплавы пределах 90-250 °С в зависимости от имеют низкую теплопроводность и зна марки металла. чительное тепловое расширение. Металлы VA подгруппы имеют более Тугоплавкие металлы и сплавы вклю высокую растворимость примесей вне чают обычно металлы, у которых тем дрения, поэтому при допустимом уров пература плавления превышает 1700°С. не примесей технически чистые металлы Наибольшее применение получили остаются пластичными и вязкими от металлы YA подгруппы - ванадий, нио 25 °С вплоть до -196 °С. При увеличении бий, тантал и металлы VIA подгруппы — содержания примесей охрупчиваются хром, молибден, вольфрам. Тугоплавкие и эти металлы. Так, тантал после нагре металлы имеют прочные межатомные ва на воздухе при 400-600 °С становится связи и отличаются высокими темпера хрупким. Когда содержание примесей турами плавления, малым тепловым внедрения превышает пределы их рас расширением, небольшой теплопровод творимости, рекристаллизация увеличи ностью, повышенной жесткостью. вает хрупкость металла. Избыток при Однако при высоких температурах месей внедрения сверх предела раство все важнейшие тугоплавкие металлы (за римости при рекристаллизации выде исключением хрома) быстро окисляют ляется в виде хрупких прослоек второй ся. Низкая жаростойкость - большой не фазы по границам зерен. Этот недоста достаток Тугоплавких металлов. ток проявляется у молибдена и воль По совокупности технологических фрама, имеющих низкую растворимость свойств тугоплавкие металлы и их примесей внедрения, при горячей обра- Материалы, устойчивые к воздействию т ем перат уры и р а б о ч е й с р е д ы ботке давлением выше температуры ре кристаллизации и при сварке. 293 В табл. 14.9 приведены с в о й с т в а о т о жженных тугоплавких м е т а л л о в . Р а з Механические свойства тугоплавких брос значений вызван и з м е н е н и е м с о металлов зависят от способа производ держания примесей и р а зл и ч и е м в р а з ства и содержания примесей. Повыше мерах зерен. Сплавы на основе тугоп л ав к и х м е т а л ние пластичности вольфрама, молибде группы : на и хрома является актуальной зада лов подразделяю т на д в е чей. Добавки титана и циркония, сплавы со структурой т в е р д о г о р а с т в о а также редкоземельных металлов ис ра и сплавы, упроч няем ы е за к а л к о й пользуются как основная мера повыше и старением. Сплавы первой группы т е р м и ч е с к о й ния пластичности тугоплавких сплавов. обработкой не упроч няю тся, с о д е р ж а Эти добавки активно соединяются с примесями внедрения и выводят их из ние легирующих эл ем ен тов (т и т а н , ц и р твердого раствора. Образовавшиеся ча коний, ниобий, м о л и б д ен , в о л ь ф р а м , стицы соединений вредного влияния на тантал, рений) в них в ы б и р а ю т т а к и м , пластичность не оказывают. Легирова чтобы при увеличении п р о ч н о с т и н е ние молибдена или вольфрама рением снизить пластичность и не у х у д ш и т ь резко понижает температуру хрупкости, другие свойства. Сплавы второй группы с о д е р ж а т п о сплавы вольфрама с рением пластичны при температуре 25 °С. Однако рений— вышенное количество у г л е р о д а и к а р б и очень дефицитный металл. дообразующие элементы . П р и с т а р е н и и Наклеп понижает температуру пере сплавов этой группы у п р о ч н я ю щ ей ф а хода в хрупкое состояние благодаря из зой являются карбиды, к о т о р ы е в ы д е менению тонкой структуры и характера ляются внутри зерен. С плавы на о с н о в е взаимодействия примесей с кристалли ванадия и х р о м а -н а и м е н е е ж аро ческой решеткой в наклепанном метал прочны. Тем не м енее при т е м п е р а т у р а х ле. По сравнению с хрупкими ото 800-1000 °С сплавы ванадия п р е в о с х о д я т жженными металлами - молибденом железные и никелевые сплавы , а сп л а в ы и вольфрамом-высокопрочные накле на основе хрома бл агодар я ж а р о с т о й к о панные проволоки и ленты из этих ме сти применимы до тем ператур таллов не хрупки и при 25 °С сохраняют 1000-1100°С. | пластичность, достаточную для их ус Сплавы на основе н и оби я р а б о т о с п о пешной навивки и гибки при изготовле- собны до 1300°С, а при к р а т к о в р е м е н I нии изделий. ной работе вы держиваю т т е м п е р а т у р ы ТАБЛИЦА \4.9. Механические свойства тугоплавких металлов 294 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении ТАБЛИЦА 14.10. Механические свойства тугоплавких сплавов При 25 °С Сплав На основе ниобия: ВН2А (4,1 Мо; 0,7 ; < 0,08 С) ВН4 (9,5 Мо; 1,5 1 0,3 С) На основе тантала: < Та + 1 0 W Og а0,2 МПа При 1200 °С 8, % с». МПа 8, % 240260 550 Zr; 8 0 0 900 Zr; 810 620 4 -5 730 16 760 520710 На основе хрома: ВХ1И (до 1Y) 270 ВХ2 (0,15 Ti; 0,2 V; 1 У) 350 ВХ4 (32 Ni; 0,15 Ti; 950 0,25 V, 1,5 W) На основе молибдена: ВМ1 (0,4 Ti; <0,01 С) 800 ВМЗ (1,1 Ti; 0,5 Zr; 0,4 С; 8 0 0 1,4 Nb) 860 840 Мо + 40 Re На основе вольфрама: 1400 W + 27 Re W + 15 Мо — а|оо, МПа — 130 (при 1100 °С) — 280 (при 1100 °С) 3,5 300— 1,2 490 30* 105* 140 (при 1200 °С) 35 (при 1650 °С) 190 240 800 3 3 8 — 24 (при 1200 °С) 80 250 30 65 (при 1100 °С) — 240** 12** 680 — 10 0,03 340 550 14 12 — 2 - 8 130*** — — 4 — — 8 0 -9 0 (при 1200 °С) 250-270 (при 1300°С) — 700 12*** 42 (при 1600 °С) 175 27**** * При 2000 °С. ** При 1000°С. *** При 1500 °С. **** При 1600 °С. до 1500 °С. Их достоинство - небольшая плотность. Сплавы на основе молибдена рабо тоспособны до 1300-1400 °С, на основе тантала-до 2000 °С, а на основе воль фрама-до 2000-2200 °С (табл. 14.10). При температурах до 1900-2000 °С мно гие сплавы на основе тугоплавких ме таллов более жаропрочны, чем воль фрам. Выше температуры 2000-2500 °С нелегированный вольфрам является самым жаропрочным металлом. Неметаллические жаропрочные мате риалы. Графит и специальная керами ка - наиболее важные неметаллические материалы, пригодные для службы при температурах выше 10ОО°С. В этих ма териалах преобладает ковалентный тип связи, и поэтому лишь при температу рах выше 0,8 Тпл быстро теряются жаро прочные свойства. Графит-один из перспективных ма териалов высокой жаропрочности. Уни кальной особенностью графита является увеличение модуля упругости и прочно сти при нагреве. До температуры 2200-2400 °С прочность графита повы шается максимально на 60%, и лишь при более высоких температурах он те ряет прочность. Графит, не плавясь, воз гоняется при температуре ~3800°С. При нагреве графит мало расширяется, хорошо проводит теплоту и поэтому устойчив против тепловых ударов. Ползучесть у графита проявляется при температуре выше 1700°С и характери зуется небольшой скоростью при темпе ратурах 2300-2900 °С под действием на пряжений 30-10 МПа. Серьезным недо статком графита является легкость окисления, уже при температурах 520-560 °С потеря массы составляет 1 % Материалы, устойчивые к воздействию температуры и рабочей среды 295 за 24 ч, поэтому поверхность графи товых изделий защищают покрытиями. Керамические материалы на основе SiC, Si3N 4 и системы Si-Al-O -N являются легкими, прочными и износо стойкими веществами. В качестве кон струкционных жаропрочных материалов они начинают применяться в двигателях внутреннего сгорания для изготовления поршней, головок блока цилиндров и других теплонапряженных деталей. Керамические детали способны рабо тать при высоких температурах (Si3N4-flo 1500 °С, S iC -до 1800°С), стойки против коррозии и эрозии, не боятся перегрева и не нуждаются в принудительном охлаждении. В отли чие от графита керамика меньше под вержена окислению и в несколько раз прочнее. Керамика изготовляется из не дефицитных материалов. К недостаткам высокотемпературной керамики отно сятся хрупкость, сложность получения плотного беспористого материала и трудности изготовления деталей. В отличие от керамики графит легче прессуется в горячем состоянии и хоро шо обрабатывается резанием. 14.4. Хладостойкие материалы Хладостойкими называют материалы, сохраняющие достаточную вязкость при низких температурах от 0 до -269 °С (273-4 К). Воздействию низких температур под вергаются стальные металлоконструк ции (полотно железных дорог, трубы газо- и нефтепроводов, мосты и др.), строительные машины, автомобили, ва гоны в северных районах страны, охла ждаемые до температур климатического холода (-60СС); обшивка самолетов, де тали ракет и космических аппаратов, охлаждаемые от 0°С до температуры жидкого кислорода (—183 °С); специаль ное оборудование физики низких темпе ратур, детали, узлы и трубопроводы хо лодильной и криогенной техники, ко торые используются для получения, хранения и транспортировки сжиженных газов, охлаждаемых вплоть до темпера тур жидкого гелия (-269 °С). Критерии хладостойких материалов. Понижение температуры эксплуатации сопровождается увеличением статиче ской и циклической прочности, сниже нием пластичности и вязкости, повыше нием склонности к хрупкому разруше нию. Важнейшее требование, опреде ляющее пригодность материала для низкотемпературной службы-отсут ствие хладноломкости. Хладнолом кость-свойство материала терять вяз кость, хрупко разрушаться при пониже нии температуры. Хладноломкость ха рактерна для железа, стали, металлов и сплавов с ОЦК и ГПУ решетками. Хладноломкость этих материалов оце нивается температурным порогом хлад ноломкости t 50 (см. рис. 7.5). Для на дежной работы материала необходимо обеспечить температурный запас вязко сти. Это достигается тогда, когда тем пературный порог хладноломкости ма териала расположен ниже температуры его эксплуатации. Необходимая величи на температурного запаса вязкости за висит от факторов, влияющих на склон ность к хрупкому разрушению (наличия концентраторов напряжений, скорости нагружения, размеров детали). Чем больше температурный запас вязкости, тем меньше опасность хрупкого разру шения материала, выше его эксплуата ционная надежность. Металлы и сплавы с ГЦК решеткой, а также титан и его сплавы с ГПУ ре шеткой не имеют порога хладноломко сти; при охлаждении у них ударная вяз кость уменьшается монотонно. Хладостойкость таких материалов оценивает ся температурой, при которой ударная вязкость не менее 0,3 МДж/м2 (*ка/=о,з) (рис. 14.16). Кроме критериев хладостойкости (f50 и fxciMu) основанием для выбора мате риала служат также показатели прочно сти (о„ ст0,а)< физические и технологиче- 296 Материалы, применяемые в машине- и приборостроении KCU, МДж/м1 баг, МПа Рис. 14.16. Зависимость ударной вязкости (а) и предела текучести (б) конструкцион ных материалов от температуры: / — сталь 12Х18Н10Т, закалка в воде от 1100 “С; 2 — сталь 0Н9, закалка в воде от 980 °С, отпуск при 600 °С; 3 — сплав ВТ5 — 1, отжиг при 750 °С; 4 — сталь 03X9K14H6M3T, закалка на воздухе от 950 °С, старение; 5 — сплав АМг5, отжиг при 400 °С ские свойства, совместимость с окру жающей средой, стоимость материала. Важным критерием хладостойкости является критерий К 1с-вязкость разру шения в условиях плоской деформации. Однако недостаток данных о значениях К 1с при низких температурах пока огра ничивает его применение при выборе материалов. Из физических свойств материала наиболее важны тепловое расширение, теплопроводность, теплоемкость. Чем меньше тепловое расширение материа ла, тем меньше термические напряжения в деталях и конструкциях при термоци- клировании. От теплоемкости и тепло проводности зависит быстрота захолаживания материала при термоциклировании. При особо низких температурах, начиная от температуры жидкого азота (-"196 °С), теплопроводность и теплоем кость уменьшаются более чем в 10 раз. Изменение этих свойств неодинаково влияет на быстроту захолаживания ма териалов при термоциклировании. Чем меньше теплоемкость и больше тепло проводность, тем легче захолаживается криогенное оборудование и быстрее вы ходит на рабочий режим. Наиболее важные технологические свойства-свариваемость и пластич ность. Сварку широко применяют в производстве конструкций и герметич ной криогенной аппаратуры. Пластич ность необходима для изготовления тонких листов и тонкостенных элемен тов, менее склонных к хрупкому разру шению, чем массивные детали. Совместимость с окружающей средой определяется взаимодействием материа ла с кислородом и водородом - наибо лее распространенными средами в крио генной технике. В контакте с кислоро дом возможно воспламенение материа лов (титана, алюминия и их сплавов). Водород растворяется во многих метал лах и вызывает охрупчивание сталей с ОЦК решеткой и сплавов на основе титана. Основные группы хладостойких мате риалов. Основными группами хладо стойких материалов являются низко углеродистые стали с ОЦК и ГЦК структурой, алюминий и его сплавы (АМц, АМг, АМг5 и др.), титан и его сплавы (ВТ1, BT5, ОТ4 и др.), неко торые пластмассы (фторопласт-4, по лиамиды, пористые полистирол, поли уретан). Среднеуглеродистые улуч шаемые стали, а также мартенситностареющие стали используют ограни ченно, когда к отдельным деталям холодильного оборудования предъяв ляются требования повышенной про чности и твердости. Материалы, устойчивые к воздействию температуры и рабочей среды 297 Х л а д о с т о й к и е с т а л и . Приме нение находят стали с ОЦК и ГЦК решетками. Стали с ОЦК решеткой используют главным образом для работы при тем пературах климатического холода. Тем пературная граница их применения ограничивается порогом хладноломко сти, который в зависимости от метал лургического качества стали и ее струк туры составляет от 0 до —60 °С. Эффек тивными мерами снижения порога хлад ноломкости и повышения надежности работы являются уменьшение содержа ния углерода, создание мелкозернистой структуры (размер зерен 10-20 мкм), понижение содержания вредных приме сей и их нейтрализация добавками редкоземельных металлов, а также ва надия, ниобия, титана, легирование ни келем и применение термического улуч шения (рис. 14.17). Основное применение получили низ коуглеродистые стали, так как с увели чением содержания углерода повышает ся порог хладноломкости и ухудшается свариваемость стали. Стали обыкновенного качества (табл. 14.11) —спокойные, полуспокойные и кипящие —применяют для раз нообразных изделий, включая сосуды, работающие под давлением. Минималь ная рабочая температура этих сталей без специальной обработки для низко температурной службы ограничивается Рве. 14.17. Зависимость порога хладнолом кости (/so) никелевых сталей с 0,05% С от содержания никеля 14.11. Температурные интервалы применения конструкцион ных материалов Граничная темпера тура надежной ра боты материала, °С Материал Сталь: углеродистая: обыкновенного ка чества качественная низколегированная типа 09Г2С никелевая: с 6% Ni (0Н6) с 9% Ni (0Н9) мартенситно-стареющая 03X9K14H6M3T аустенитная: хромомарганцевая 03Х13АГ19 хромоникелевая 12Х18Н10Т Инвар 36Н Алюминий и его спла вы: АД1, АМц с магнием (A M rl, АМг5) дюралюминий (Д16) высокопрочные (типа В95) Сплавы на основе ти тана : В Т 5 -1 В Т З -1 Медь и ее сплавы: М1р, М2р, МЗр БрАЖНЮ —4 —4 Л63, ЛЖ М ц59— 1 — 1 БрБ2 Без После дополни улучшения тельной хладообработки стойкости -2 0 -5 0 -3 0 -4 0 -6 0 -6 0 -1 0 0 -1 5 0 - 196 -1 5 0 -1 9 6 -2 5 3 -1 3 0 —196 -2 5 3 -2 6 9 -2 6 9 -2 6 9 -2 6 9 -2 5 3 -2 6 9 -2 6 9 -1 9 6 -2 5 3 -1 9 6 -2 5 3 -2 5 3 -1 9 6 -2 6 9 -2 5 3 -2 6 9 -1 9 6 -2 5 3 -2 6 9 -269 -253 -269 -269 -20 °С (см. табл. 14.11), а у кипящих ста лей находится в пределах от 0 до —10 °С, так как у них порог хладноломкости на 10-20 °С выше, чем у таких же спо койных сталей. Комплексом мер, включающих улуч шение металлургического качества, из мельчение зерна и микролегирование, удается снизить допустимую температу ру эксплуатации этих дешевых сталей 298 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении до -50 °С (см. табл. 14.11). Хотя стои мость стали при этом увеличивается, но она все же ниже стоимости легиро ванных сталей. При использовании ста лей при температурах ниже 0°С необхо дима отработка конструкции деталей— устранение опасных концентраторов, использование тонкостенных элементов, в которых облегчены температурные де формации. Для крупных конструкций используют свариваемые низколегиро ванные стали повышенной прочности 09Г2С, 14Г2АФ и др. Кроме низкоугле родистых сталей используют средне углеродистые улучшаемые и пружинные стали (45, 40Х, 65Г, 60С2А). Минималь ная рабочая температура для них уста новлена -50 °С. Стали с никелем имеют лучшую хладостойкость; стали 12ХНЗА и 18Х2Н4МА после термического улуч шения применяют до температуры -1 9 6 °С. Никелевые стали ОН6 и ОН9 содер жат не более 0,05% С, их применяют в улучшенном состоянии (закалка или нормализация от 830-900 °С и отпуск при 600°С). Стали имеют мелкозерни стую структуру, вязки, пластичны, хоро-. шо свариваются. По сравнению с аустенитными сталями они прочнее, лучше проводят теплоту и почти вдвое деше вле. Тепловое расширение никелевых сталей также меньше. Эти стали исполь зуют для крупных конструкций, вклю чая танкеры для перевозки сжиженных газов. Посредственная стойкость против атмосферной коррозии-недостаток ни келевых сталей. Аустенитные стали с ГЦК решеткой сохраняют высокую пластичность и вяз кость ниже -196 °С. Переход аустенита в мартенсит при низких температурах нежелателен: увеличиваются размеры деталей, появляется склонность к хруп кому разрушению. Стабильность аусте нита обеспечивают повышением содер жания аустенитообразующих элементов (Ni, N, Мп) свыше 15%. Недостаток аустенитных сталей-низ кий предел текучести. Наряду со сталя ми 12Х18Н10Т применяют более про чные хромомарганцевые стали (03Х13АГ19) и специальные дисперсионно-твердеющие стали (10X11H23T3MP, 10Х11Н20ТЗР). Инвар ЗбН (36% Ni, остальное Fe) от личается малым тепловым расшире нием и стабильной ГЦК структурой. В изделиях из инвара при изменении температуры возникают малые терми ческие напряжения, в конструкциях не требуются компенсаторы деформации. Применение инвара ограничивается не достаточной коррозионной стойкостью и высокой стоимостью. Мартенситно-стареющие стали (см. табл. 14.11) используются для деталей холодильных машин (подпятники, вали ки, клапаны и др.), когда необходимы повышенная прочность и высокая твер дость. Х л а д о с т о й к и е с п л а в ы . Алю миний и его сплавы, не имея порога хладноломкости, остаются вязкими при температурах —253 -4— 269 °С. При охла ждении сгв у них повышается на 35-60%, ст0 2 на 15-25%, а ударная вязкость мо нотонно уменьшается до 0,5 — 0,2 МДж/м2 (см. рис. 14.16). Вяз кость разрушения К 1с практически не уменьшается, а это значит, что алюми ниевые сплавы при охлаждении менее чувствительны к надрезам, чем при 25 °С. Из-за большого теплового расши рения (значительной теплопроводности) алюминия при жестком закреплении элементов конструкций в них неиз бежны значительные термические на пряжения. Для их уменьшения приме няют компенсаторы деформации или отдельные части конструкции (напри мер, горловины криостатов) изгото вляют из материалов с меньшей тепло проводностью, например из аусте нитных сталей или пластмасс. При низких температурах (от -253 до -269 °С) чаще всего используют алюми ний и термически неупрочняемые свари ваемые сплавы АМц, АМг2, АМг5. Для Материалы, устойчивые к воздействию температуры и рабочей среды 299 несвариваемых изделий, работающих до температуры -253 °С, используют де формируемые термически упрочняемые сплавы Д16, АК6, АК8, а также ли тейные сплавы AJI2, AJ19. Титан и его сплавы не охрупчиваются при температурах от -196 до -269 °С (см. табл. 14.11) и из-за большой удель ной прочности используются в космиче ской технике. Широко применяют тех нически чистый титан и его однофазные сплавы ВТ5-1, ОТ4. Они пластичны, легко свариваются, и после сварки не требуется термическая обработка соеди нений. Более прочные, но менее пла стичные сплавы ВТЗ-1 и ВТ6 с двухфаз ной (а -|- Р)-структурой применяют при температурах до -196 °С. Эти сплавы свариваются хуже однофазных сплавов, и для сварных соединений необходим отжиг. Медь и ее сплавы (латуни, бронзы) пластичны, не имеют порога хладно ломкости. Кроме того, вязкость разру шения у них повышается при охлажде нии. Их применяют для трубных кон струкций, крепежных деталей, сварных корпусов, работающих при температу рах до -269 °С. Из-за более высокой стоимости по сравнению с алюминием медь и ее сплавы все больше заменяют ся сплавами алюминия. Неметаллические хладо с т о й к и е м а т е р и а л ы . Они имеют более низкую прочность и ударную вяз кость по сравнению с металлами. Неметаллические материалы исполь зуют для изготовления тепловой изоля ции, а также отдельных деталей и эле ментов конструкций. Для тепловой изоляции используют вспененные поли стирол или полиуретан, отличающиеся особенно низкой теплопроводностью [А. = 0,3 ч- 0,05 Вт/(м °С)]. Для деталей и элементов конструкций используют пластмассы, наполненные стеклянным волокном (полиамиды, поликарбонаты). Для подвижных уплотнений применяют фторопласт-4 (до —269 °С), резины (до —70 °С). 14.5. Радиационно-стойкие материалы Материалы под действием облучения испытывают структурные превращения, которые приводят к нежелаемым изме нениям свойств в эксплуатации. Наибо лее сильное влияние оказывает нейтрон ное облучение. Влияние облучения ос-частицами, протонами, тем более легки ми Р-частицами и у-излучения менее сильно. В связи с этим материалы, экс плуатирующиеся в условиях облучения, должны быть радиационно стойкими. Радиационная стойкость —стабиль ность структуры и свойств в условиях облучения. Наибольшее влияние струк турные изменения от облучения оказы вают на механические свойства и корро зионную стойкость. Влияние облучения на структуру и ме ханические свойства. Облучение приво дит к образованию точечных и ли нейных дефектов, микропор и других структурных повреждений материала. При облучении происходит смещение атомов облучаемого материала в межузлия и образование вакансий. Плот ность точечных дефектов увеличивается. Число вакансий, создаваемых одной ча стицей, зависит от ее вида и энергии, а также от свойств облучаемого веще ства (табл. 14.12). Одна частица нейтро на, обладающая меньшей энергией, чем а-частица и протон, создает несравнимо больше структурных повреждений. Чис ло вакансий, образовавшихся в алюми нии, больше, чем в бериллии, что опре деляется большей энергией межатомной связи в последнем. Степень изменения свойств при облу чении зависит от суммарного потока ТАБЛИЦА 14.12. Число ваканский в метал ле, созданных одной час тицей Металл А лю м и нии Бериллий Нейтрон а-частица Протон (£ 1 3,2 х (£ = 1,6 х (Е = 1,6 х х 10"13 Дж) х 1 0 '12 Дж) х 1 0 -12 Дж) 6030 82 48 454 59 32 300 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Ф *, а также от температур облучения и рекристаллизации металла. При облу чении число дефектов в металле возра стает с увеличением суммарного потока. По характеру влияния на механические свойства облучение напоминает холод ную пластическую деформацию. При облучении большими потоками нейтроны не только смещают атомы материала в межузлия, но возбуждают их, передавая часть своей энергии. При возбуждении усиливаются колебания атома и его соседей в узлах решетки, что сопровождается локальным по вышением температуры в небольшом объеме кристалла. Нагрев вызывает ра диационный отжиг. Вакансии и атомы межузлия взаимодействуют - аннигили руют, что уменьшает концентрацию де фектов. Одновременно идет процесс образования скоплений вакансий, кото рые при очень больших потоках превра щаются либо в дислокационные петли, либо в микропоры, что приводит к раз буханию. Кроме того, в некоторых материалах при облучении происходят ядерные ре акции с выделением газообразных про дуктов. Облучение органических мате риалов может приводить к разрушению связей в молекулах и образованию новых молекул с иным химическим со ставом и свойствами. Облучение при температуре ниже температуры рекристаллизации - низко температурное облучение влияет на структурные изменения и механические свойства металлов и сплавов так же, как при холодной пластической деформа ции: материал упрочняется, но теряет пластичность. Максимальная прочность углеродистых сталей при 20 °С дости гается при облучении суммарным ней тронным потоком ф = 2-1023 м -2. Из менение временного сопротивления ст„, предела текучести а 0 2 и пластичности при 20 °С аустенитной хромоникелевой стали при увеличении суммарного ней* Число нейтронов, которое пошло через сече ние, м -2 . Рис. 14.18. Изменение механических свойств при 20 °С аустенитной стали 12Х18Н10Т после низкотемпературного облучения ней тронами: 1 — щ% 2 — а 0.г', 3 — 5 тронного потока ф показано на рис. 14.18. При суммарном потоке нейтронов Ф = 3-1023 м -2 сталь приобретает мак симальное упрочнение. При дальнейшем увеличении суммарного потока свойства не меняются. Облучение при температуре выше температуры рекристаллизации —высо котемпературное облучение сопровож дается радиационным отжигом, ко торый способствует восстановлению структуры и механических свойств. Пер литные стали при температуре облуче ния 250-450 °С мало изменяют свойства, а при температуре выше 450 °С свойства практически не изменяются, так как ре кристаллизация проходит полностью. Аустенитные стали стабильны при темпе ратуре выше 600 °С. Алюминий и магний, имеющие низкие температуры рекри сталлизации, радиационностойки при температуре выше 150°С. Пластичность не меняется, а прочность даже увеличи вается (рис. 14.19). Упрочнение, полученное в результате низкотемпературного облучения, сохра няется при последующем нагреве до температуры ниже температуры рекри сталлизации. В молибдене упрочнение, полученное при облучении (ф = 8 • 1024 м -2 при 20°С), сохраняется при темпе ратуре до 300 °С, но при низкой пла стичности. Восстановление пластично сти начинается только с температуры 300 °С. Полностью структура и свойства Материалы, устойчивые к воздействию температуры и рабочей среды 301 Рис. 14.19. Изменение механических свойств при 20 °С алюминия после высокотемпе ратурного облучения нейтронами восстанавливаются лишь в процессе от жига при 1000°С. Влияние температуры нагрева при об лучении может быть более сложным, если сплав при этом испытывает струк турные превращения, например, распад пересыщенных твердых растворов (ста рение или отпуск), так как облучение активизирует диффузионные процессы. Именно этим объясняется высокотемпе ратурная хрупкость аустенитных хромо никелевых сталей. Пластичность облу ченной стали восстанавливается при 500 —700 °С, а затем при дальнейшем на греве вновь снижается. Длительная прочность при облучении всегда снижается, особенно в старею щих сплавах. Это вызвано активизацией диффузионных процессов под действием облучения, которые ответственны за разрушение при повышенных темпера турах. Снижение жаропрочности при облуче нии усиливается с увеличением нейтрон ного потока, температуры облучения и температуры испытания (рис. 14.20). При высокотемпературном облучении очень большими потоками нейтронов в некоторых металлах (аустенитные хромоникелевые стали и сплавы, сплавы на основе Ni, Мо, Ti, Zr, Be) обнаружи вается р а з б у х а н и е . Бериллий, облученный при температу ре 800-900 °С нейтронным потоком ф = Рис. 14.20. Изменение 100-часовой длитель ной прочности никелевого = 3-1024 м ~ 2; гобл= 150°С): сплава (ф = 1 —без облучения (rucn = 600 °С); 2 —после облу чения (£исп = 600 °С); 3 —после облучения (гисп = = 880 °Q = ДО24 м -2 , увеличивает объем на 3-5% . Аустенитная сталь, облученная при температуре 450 °С потоком ф = = 1027 м ~ 2, увеличивает объем на 10% (рис. 14.21). Наибольшее разбухание та ких сталей обнаруживается при рабочих температурах этих сталей 350-650 °С. Разбухание вызывает изменение формы и размеров деталей, а также ухудшение механических свойств. Оно усиливается скоплением в образовавших ся при облучении микропорах молекуtv/v, % Рис. 14.21. Влияние облучения при 450 "С на относительное увеличение объема аустенитной стали 12Х18 НI ОТ 302 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении лярного водорода либо водородосодер жащих газов с большим внутренним давлением. Дополнительное легирование хромо никелевых сталей Ti, Мо, Nb уменьшает разбухание. Возможно это результат уменьшения растворимости и скорости диффузии водорода в таком сложно легированном аустените. Холодная пла стическая деформация аустенитных ста лей снижает разбухание, видимо, по той же причине. Перлитные и ферритные высокохро мистые стали, растворимость водорода в которых мала, менее склонны к разбу ханию. Влияние облучения на коррозионную стойкость. Для многих конструкцион ных материалов, работающих в ус ловиях облучения, коррозионной средой является вода, влажный или перегретый пар. В таких средах электрохимический процесс коррозии может сопровождать ся химической коррозией. При облучении стойкость металлов в условиях химической коррозии сни жается из-за разрушения поверхностных защитных пленок. Облучение, вызывая структурные повреждения материалов, снижает электрохимический потенциал и ускоряет процесс коррозионного раз рушения. В пассивирующихся металлах облучение разрушает поверхностные за щитные пленки. При облучении происходит изменение состава электролита вследствие радио лиза: молекулы воды разрушаются и образуются ионы и атомы кислорода, водорода и группы ОН. Кислород окис ляет металл, водород наводороживает его и, тем самым, охрупчивает. Оба процесса-окисление и наводороживание-усиливают электрохимическое раз рушение металла. Скорость коррозии алюминия и его сплавов в воде при облучении тепловы ми нейтронами, скорость потока ко торых 1016 с “ ‘ - м '2, при 190°С увели чивается в 2-3 раза. Потеря коррозион ной стойкости алюминия в таких усло виях может быть вызвана увеличением концентрации ОН", что приводит к рас творению поверхностных защитных ок сидов. Радиолиз воды уменьшает коррозион ную стойкость циркониевых сплавов. При облучении тепловыми нейтронами, скорость потока которых 1017 с-1 -м-2, скорость коррозии сплава «Цирколой-2» при 20 °С увеличивается в 50 —70 раз из-за разрушения защитных пле нок. Облучение аустенитных хромонике левых сталей усиливает их коррозию. Во влажном паре оно способствует раз витию местных видов коррозии: межкристаллической, точечной, а также кор розионному растрескиванию. В конструкциях, подверженных облу чению (оболочки урановых стержней, корпуса и трубопроводы реакторов, корпуса синхрофазотронов), в качестве конструкционных материалов, обладаю щих необходимым комплексом жаро прочности 'И коррозионной стойкости, используют высоколегированные стали перлитного, аустенитного класса и сплавы. Широкое применение сплавов на основе Zr, Be, Al, Mg в таких кон струкциях объясняется их удовлетвори тельной жаропрочностью и коррозион ной стойкостью, а также необходимым комплексом теплофизических свойств, в частности способностью слабо погло щать нейтроны. Необходимая радиационная стой кость конструкционного материала мо жет быть обеспечена соответствующим химическим составом, структурой и оп тимальными условиями эксплуатации: рабочей температурой, видом и энер гией облучающих частиц, величиной по тока облучения и свойствами корро зионной среды. Раздел второй Материалы с особыми физическими свойствами Глава 15. МАТЕРИАЛЫ С ОСОБЫМИ МАГНИТНЫМИ СВОЙСТВАМИ 15.1. Общие сведения о ферромагнетиках Все материалы, помещенные во внешнее магнитное поле, намагничиваются. Намагни чивание связано с наличием у составляющих материал атомов (или ионов, молекул) ми кроскопических магнитных моментов. Для единичного атома без внешнего магнитного поля магнитный момент суммируется из век торов орбитальных и собственных (спи новых) моментов электронов, принадлежа щих данному атому. Магнитным моментом ядра пренебрегают, так как он значительно меньше магнитных моментов электронов. Макроскопической характеристикой на магничивания материалов служит величина намагниченности М, равная суммарному магнитному моменту атомов единицы объема. Установлена связь намагниченности М с напряженностью Н внешнего магнитного поля: М = кпН, (15.1) где кт - безразмерный коэффициент пропор циональности называют магнитной вос приимчивостью материала. В зависимости от знака и величины маг нитной восприимчивости все материалы под разделяют на диамагнетики, парамагнетики и ферромагнетики. Д и а м а гн ет и к и - материалы, которые на магничиваются противоположно приложен ному полю и ослабляют его, т. е. имеют кт< 0 (от — 10~4 до — К Г 1). Отрицательная магнитная восприимчивость связана с дей ствием магнитного поля на орбитальный магнитный момент электрона. Согласно пра вилу Ленца, в атоме возникает добавочный магнитный момент, направленный против поля (диамагнитный эффект). Диамагнетизм присущ всем веществам, но выражен слабо. Он проявляется только тог да, когда спиновые моменты всех электронов в атоме взаимно скомпенсированы или диа магнитный эффект преобладает над нескомпенсированным спиновым моментом. К диа магнетикам относятся инертные газы, непе реходные металлы (Be. Zn, Pb. Cu, Ag и др.). полупроводники (Ge, Si). диэлектрики (поли меры, стекла и др.), сверхпроводники. П арам агнет ики- материалы, которые име ют кт > 0 (от 10" 2 до 10 " 5) и слабо намагни чиваются внешним полем. Намагниченность обусловлена наличием нескомпенсированных спиновых моментов электронов, которые разориентированы в пространстве из-за теплового движения атомов (рис. 15.1). Под воздействием внешнего поля магнитные моменты атома получают преимуществен ную ориентировку (парамагнитный эффект), и у кристалла появляется некоторая намаг ниченность. К парамагнетикам относятся ме таллы, атомы которых имеют нечетное чис ло валентных электронов 1 (К, Na, Al и др.), переходные металлы (Мо, W, Ti, Pt и др.) с недостроенными электронными оболочка ми атомов. Ферромагнетики характеризуются боль шим значением магнитной восприимчивости 1 Исключение составляют Си. Ag. Аи и др., у которых диамагнитный эффект заполненных электронных оболочек преобладает нал парамагнит ным эффектом валентных электронов. Л -± \ М М м м м м м м М Ы м м М М « и 1 t t { ♦ ‘ t t t | i ♦ 1* I Парамагнетик Терромавнвтик Лнтиферромагн. Ферримагнетик Рис. 15.1. Схема ориентации магнитных мо ментов атомов различных материалов 304 Материалы, применяемые в машине- и приборостроении Рис. 15.2. Обменная энергия ферромагнитных металлов: I —антиферромагнетики; III —^парамагнетики Рис. 15.4. Изменение ориентации магнит ных моментов атомов в доменной границе II —ферромагнетики; (& „,» Г), а также ее нелинейной зависи мостью от напряженности поля и темпера туры. Железо, никель, кобальт и редкозе мельный металл гадолиний имеют чрезвы чайно большое значение кт ~ 106. Их способ ность сильно намагничиваться широко ис пользуется в технике. Ферромагнетизм - результат обменного взаимодействия электронов недостроенных оболочек соседних атомов, перекрывающихся при образовании кристаллов. При этом элек трон атома может временно находиться вблизи ядра соседнего атома. Такое взаимо действие приводит к изменению энергетиче ского состояния, и его оценивают обменной энергией. При положительном значении этой энергии более выгодным у атомов кристалла становится параллельная ориентация спи новых магнитных моментов; при отрица тельном-антипараллельная (рис. 15.2). Ве личина и знак обменной энергии зависят от параметра кристаллической решетки (а), от несенной к диаметру незаполненной элек тронной подоболочки (d ). Согласно кванто вой теории все основные свойства ферромаг нетиков обусловлены доменной структурой их кристаллов. Домен -эт о область кристалла размером 10-4 —10~6 м (рис. 15.3), где магнитные мо менты атомов ориентированы параллельно определенному кристаллографическому на правлению. При отсутствии внешнего маг нитного поля каждый домен спонтанно (самопроизвольно) намагничен до насыще ния, но магнитные моменты отдельных до менов направлены различно и полный маг нитный момент ферромагнетика равен нулю. Между доменами имеются переходные слои (доменные стенки) шириной 10” 1 — 10“ 8 м, внутри которых спиновые магнитные мо менты постепенно поворачиваются (рис. 15.4). В антиферромагнетиках магнитные мо менты атомов ориентируются антипарал лельно, и результирующий момент равен ну лю (см. рис. 15.1). Если же эти магнитные моменты не скомпенсированы, то возникает результирующий магнитный момент, и та кой материал называют ферримагнетиком. Намагниченность монокристалла ферро магнетика анизотропна (рис. 15.5). Кристалл железа в направлении ребра куба < 100 > на магничивается до насыщения M s при значи тельно меньшей напряженности поля H ’s по сравнению с Я" при намагничивании в на правлении диагонали куба < 111 > или в дру гих кристаллографических направлениях. Следовательно, в монокристалле железа Рис. 15.3. Энергетически выгодная четырехдомен ная структура с замкну тым магнитным полем Рис. 15.5. Кривые намагничивания для мо нокристалла железа Материалы с особыми магнитными свойствами М.в -в Рис. 15.6. Петля гистерезиса ферромагнетика имеется шесть направлений легкого намаг ничивания, развернутые друг относительно друга на 90 или 180°, по которым и ориенти руются векторы намагниченности доменов (см. рис. 15.3). Удельная энергия (Д ж /м3), которую необ ходимо затратить на перемагничивание из направления легкого намагничивания в направление трудного намагничивания (за штрихованная зона на рис. 15.5), называет ся константой кристаллографической м а гнитной анизотропии — К. Например, для железа при 20 °С К = 4,2 • 104 Д ж /м 3. В поликристаллических материалах эф фекты анизотропии усредняются, поэтому магнитная анизотропия не обнаруживается. Однако прокаткой можно создать кристал лографическую анизотропию, которая облег чит намагничивание. Магнитная индукция-плотность магнит ного потока определяется как сумма внешне го Я и внутреннего М магнитных полей: В = ц0(Я + М), (15.2) где магнитная постоянная ц0 = 4л ■10“ 7 Гн/м. Интенсивность роста индукции при увели чении напряженности намагничивающего по ля характеризует магнитная проницае мость ц. Она определяется как тангенс угла наклона к первичной кривой намагни чивания В = f { H) (рис. 15.6). При этом различаю т начальную магнит ную проницаемость ци при Я « 0 и макси мальную i w Кроме абсолютной магнитной проницае мости Ц), имеющей размерность Гн/м, используют безразмерную относительную магнитную проницаемость ц' = ц/ц0, которая связана с магнитной восприимчивостью со отношением И' = 1 + к т. (15.3) Процессы намагничивания полностью не обратимы. Если магнитное поле, доведенное 305 до + Я,, уменьшать до нуля (см. рис. 15.6), то индукция сохранит определенное значение Вг, называемое остаточной индукцией. На-1 магничивание поликристалла полем обрат ного знака уменьшает индукцию В, и при на пряженности поля Я с индукция падает до нуля. Напряженность магнитного поля, рав ная Нс, называется коэрцитивной силой. При перемагничивании от + Я , до —Я , и обрат но кривые не совпадают. Площадь, ограни ченная этими кривыми, определяет потери на гистерезис или перемагничивание. Кривая намагничивания и форма петли ги стерезиса-важнейш ие характеристики фер ромагнетика, так как они определяют ос новные его константы, а следовательно, и области применения. При намагничивании изменяется доменная структура поликристалла ферромагнетика (рис. 15.7). При слабых полях наблюдается смещение границ доменов, в результате чего происходит увеличение тех доменов, векторы намагниченности которых составляю т с на правлением поля Я (ось х) меньший угол. Эти домены находятся в энергетически вы годном положении и при увеличении напря женности поля продолжаю т расти, что со провождается переориентацией моментов атомов (см. рис. 15.4). Н а начальном этапе (участок ОА) процесс обратим. Затем он при обретает необратимый характер и сопрово ждается интенсивным ростом индукции (уча сток ABj. Процесс смещения доменных сте нок продолжается до тех пор, пока не Рис. 15.7. Изменение индукции и домен ной структуры при намагничивании ферро магнетика 306 Материалы, применяемые в машина - и приборостроении исчезнут домены, ориентированные невыгод но по отношению к полю. Доменная струк тура исчезает, каждый кристалл становится однодоменным. Дальнейший процесс намаг ничивания (участок ВС) состоит в том, что векторы намагниченности кристаллов вра щаются до полного совпадения с направле нием внешнего поля. Полная ориентация векторов намагниченности вдоль поля со ответствует индукции насыщения Bs. В действительности строгую ориентацию всех моментов атомов можно было бы на блюдать только при абсолютном нуле. При всех других температурах из-за теплового движения моменты приобретают не строго параллельную ориентацию, что ведет к уменьшению намагниченности и индукции. По мере повышения температуры дезориен тация увеличивается, и при температуре точ ки Кюри 0 намагниченность вообще исче зает. Процесс вращения векторов намагничен ности кристаллов полностью обратим. Энер гия, затрачиваемая на вращение вектора на магниченности, определяется константой анизотропии К. Процесс намагничивания на этой стадии происходит тем легче, чем мень ше константа магнитной анизотропии. Намагничивание в полях напряженностью меньше Hs называют техническим намагни чиванием, а в полях с большей напряжен ностью -истинным намагничиванием, или парапроцессом. В последнем случае остав шиеся непараллельные магнитные моменты атомов ориентируются параллельно напра влению поля. На процесс намагничивания кроме магнит ной анизотропии существенно влияют и магнитострикционные явления, которые могут как облегчать, так и тормозить намагничи вание. При техническом намагничивании размер домена / в направлении магнитного поля изменяется на величину X = +Д///, назы ваемую коэффициентом линейной магнитострикции. Величина и знак этого коэффи циента зависят от природы ферромагнетика, кристаллографического направления и степе ни намагниченности. При намагничивании в полях Н > Hs уве личивается и объем кристалла. Относитель ное изменение объема называют коэффи циентом объемной магнитострикции пара процесса Х,. Он обычно мал, но у некоторых сплавов, называемых инварами, достигает значительных величин (см. гл. 16). Явление магнитострикции используется при кон струировании ультразвуковых генераторов волн и других магнитострикционных прибо ров. При разработке магнитных материалов с заданными свойствами следует учитывать, что магнитные характеристики M s, Bt, К и 0 зависят только от химического состава ферромагнетика, а характеристики ц, Не, В„ Щ зависят также и от вида термической обработки, так как являются структурно чув ствительными. Легко намагничиваются (малое значение Я }) химически чистые ферромагнитные ме таллы и однофазные сплавы на их основе. Количество кристаллических дефектов в них должно быть минимальным, например, гра ницы кристаллов должны иметь минималь ную протяженность, что обеспечивается крупнокристаллической структурой. Если размер кристаллов ферромагнетика приближается к размерам доменов, то при намагничивании и размагничивании возмо жен только процесс вращения векторов на магничивания, что сопровождается неболь шими изменениями намагниченности М и индукции В. Петля гистерезиса принимает прямоугольную форму. Для намагничивания нежелательны дисло кации и остаточные напряжения, для устра нения которых в конце технологического процесса применяют термическую обработ ку-отж иг. Особенно вредны примеси, обра зующие в кристаллической решетке основно го ферромагнетика примесные дефекты или собственные мелкодисперсные фазы. В обоих случаях смещение доменной стенки и враще ние векторов намагничивания затрудняются. Намагничивание ферромагнетика идет тем легче, чем меньше К и Xs. Уменьшить их влияние можно путем изменения химическо го состава ферромагнетика. Если изгото влять сплавы из компонентов, образующих твердые растворы, один из которых имеет положительную, а другой отрицательную константу магнитной анизотропии, то для некоторых составов сплавов К = 0, напри мер, у сплавов системы F e -N i. 15.2. Магнитно-мягкие материалы Магнитно-мягкие материалы намаг ничиваются в слабых магнитных полях ( Ж 5 • 104 А/м) вследствие большой маг нитной проницаемости (ц„ < 88 мГн/м и Материалы с особыми м агнит ны м и свойст вам и 307 Потери энергии характеризую тся Птах ^ 300 мГн/м) и малых потерь на tg5 = |a2/H i - С ростом частоты поля щ перемагничивание. Такие материалы применяют для из снижается интенсивнее, чем растет ц 2 готовления сердечников катушек, элек (рис. 15.8). тромагнитов, трансформаторов, дина По величине тепловых потерь и tg 5 момашин. определяются допустимые рабочие ча При перемагничивании ферромагне стоты, поэтому магнитно-мягкие м ате тиков в магнитном поле возникает не риалы подразделяются на низко- и вы сколько видов энергетических потерь. сокочастотные. Потери на гистерезис или перемагничи Низкочастотные магнитно-мягкие ма вание для магнитно-мягких материалов териалы в свою очередь подразделяю т невелики, в отличие от тепловых на низкочастотные с высокой индукцией удельных потерь, связанных с возникно насыщения В, и низкочастотные с высо вением токов Фуко и определяемых кой магнитной проницаемостью ц (на формулой чальной цн и максимальной |Дтах). Материалы с высокой индукцией насы P = AB2J 2d2/p. (15.4) щения. К ним прежде всего относятся При заданной напряженности магнит железо, нелегированные и легированные ного поля Н тепловые потери растут электротехнические стали. Благодаря пропорционально квадратам амплитуды большой магнитной индукции (В, ^ 2,15 магнитной индукции Вт, частоты маг Тл), малой коэрцитивной силе (Н с $ 100 нитного поля /, толщины сердечника d А/м), достаточно высокой магнитной и обратно пропорционально удельному проницаемости (цт „ ^ 79 м Г н/м) и хо электрическому сопротивлению р. рошей технологичности - их применяю т В переменных полях появляется еще в электротехнике для магнитных полей один вид потерь, как результат сдвига напряженностью от 102 до 5 • 10* А/м. по фазе индукции В и напряженности Магнитные свойства железа приве поля Н. В таком поле магнитная прони дены в табл. 15.1. Наибольш ее количе цаемость выражается комплексным чис ство примесей содержит технически чи лом стое железо. При содержании 0,02-0,04 % С и остальных примесей ц = щ -И ц 2. (15.5) в количестве 0,6% железо обладает до- Р«с. 15.8. Влияние частоты магнитного поля на р, и ц , (а) и , oR магнитомягких материалов А и Ь ' 45° V») для вы сокочастотн ы х 308 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении ТАБЛИЦА 15.1. Магнитные свойства железа Железо Карбонильное С, % 0,0050,01 Электролитиче 0,01 ское переплав ленное в ваку уме Электрол итиче- 0,02ское 0,025 Технически чи 0,02стое 0,04 Мн Ц тах мГн/м Иг, А/м 4,0 26 6,4 - 79 7,2 0,8 19 28 0,3 9 64 статочно хорошими магнитными свой ствами : Нс = 64 А/м и |imax = 9 мГн/м. В процессе изготовления проката в же лезе возникают внутренние напряжения, а в реш етке-большое количество дис локаций. Это ухудшает магнитные свой ства. Отжиг в вакууме или водороде устраняет дефекты и напряжения. В табл. 15.1 приведены свойства ото жженного технически чистого железа. Существенное улучшение магнитных свойств можно получить после очистки железа от углерода и примесей электро лизом. Такое железо, особенно перепла вленное в вакууме, имеет более высо кую магнитную проницаемость, которая почти на порядок выше, чем в техниче ски чистом железе. В той же степени снижается Нс. Наиболее чистое от углерода и при месей карбонильное железо получают термическим разложением в вакууме Fe(CO)s - карбонила, с последующим спеканием порошка железа. Карбонильное и электролитическое железо из-за сложной технологии ис пользуют только в изделиях небольших размеров. Нелегированные электротехнические стали изготовляют теми же металлурги ческими способами, что и технически чистое железо; содержание углерода и примесей допускается в тех же количе ствах. Электротехнические стали поста вляют с гарантированными магнитны ми свойствами для электротехнической промышленности. Промышленность вы пускает, стали различного сортамента, в том числе тонкий лист (табл. 15.2). Первая цифра в марке указывает способ изготовления: горячекатаная сталь (1), холод нокатаная изотропная (2). Вторая цифра 0 указывает на низкое содержание кремния (<0,03%). Третья цифра определяет основ ное свойство, которое гарантирует завод-из готовитель, а именно: цифра 8 обозначает коэрцитивную силу Нс, а ее значение (в А/м) показывают две последние цифры. Нелегированную сталь применяют в электротехнической промышленности. Однако низкое удельное электрическое сопротивление (р< 0,1 мкОм м) увели чивает тепловые потери при перемагничивании. а это ограничивает ее примене ние устройствами с постоянным маг нитным полем. Электрическое сопротивление стали можно повысить легированием крем нием, который не дефицитен. Раство ряясь в железе, кремний образует леги рованный твердый раствор. Один про цент кремния повышает удельное со противление на 0,12 мкО м-м, но сни жает Bs на 0,48 Тл. При отжиге кремний способствует росту кристаллов и тем самым несколько уменьшает Нс. Снижение общих потерь при перемагничивании кремнистой стали опреде ляется главным образом увеличением удельного электрического сопротивлеТАБЛИЦА 15.2. Магнитные свойства неле гированной электротехниче ской тонколистовой стали (ГОСТ 3836-83) Сталь 10895 20895 10864 20864 10848 20848 Н А/м Мтах’ мГн/м В(Тл) при Д = 30 кА/м 95 3,8 2,05 64 5,6 2,05 48 6,0 2,05 I Материалы с особыми магнитными свойствами ния стали. Электрическое сопротивление продолжает повышаться с дальнейшим увеличением содержания кремния в ста ли, но при этом сильно падают пласти ческие свойства. Стали с содержанием кремния выше 4% хрупки, плохо про катываются, что затрудняет получение тонколистового проката. Для уменьше ния тепловых потерь сердечники из кремнистой стали используют в виде тонких ( < 1 мм) листов с прослойкой изоляции (полимеры, оксиды). Магнитные свойства легированной электротехнической стали приведены в табл. 15.3. Первая цифра в марке определяет вид проката и структуру: горячекатаная изотроп ная (1), холоднокатаная изотропная (2), хо лоднокатаная анизотропная с кристаллогра фической текстурой направления [100] (3). Вторая цифра в марке указывает содержание Si (в %): 0 -содержание < 0 ,4 % ; 1-(0,4-0,8% ); 2 -(св. 0,8-1,8%); 3-(св. 1,8-2,8%); 4 - (св. 2,8-3,8%); 5 -(св. 3,8-4,8%). Третья цифра определяет потери на гистере- ТАБЛИЦ А 15.3. Магнитные свойства леги рованной электротехниче ской тонколистовой стали (ГОСТ 21427-75) Сталь Толщина листа, мм /*1,5/50. Вт/кг В(Тл) при Я (кА/м), не менее 2,5 30 Горячекатаная изотропная 1311 1411 1511 0,50 0,50 0,50 6,1 4,4 3,5 1,48 1,46 1,46 1,95 1,94 1,90 Холоднокатаная изотропная 2011 2111 2211 2311 2411 0,65 0,65 0,65 0,65 0,50 9,0 10,0 7,0 5,8 3,6 1,60 1,58 1,56 1,52 1,49 2,02 2,0 1,96 1,96 1,96 Х олоднокатаная анизотропная 3411 3416 0,50 0,28 2,45 0,89 1,75 1,9 _ — 309 зис и тепловые потери при определенном значении В и / . Например, 1-удельны е поте ри при В = 1,5 Тл и / < 5 0 Гц (Р 1' 5/5q)' Че твертая ц и ф р а-ко д числового значения нор мируемого параметра. Чем цифра больше, тем меньше удельные потери Р 15/50. Из приведенных в таблице данных видно влияние технологии изготовления сталей 1411, 2411, 3411 на их магнитные свойства. При одинаковой толщине наи большие удельные потери имеет го рячекатаная изотропная сталь 1411 —Pi.s /50 = 4,4 Вт/кг; холодноката ная изотропная и анизотропная имеют потери соответственно 3,6 и 2,45 Вт/кг. Влияние содержания кремния на удельные потери можно оценить сопо ставлением свойств сталей 2011, 2111 , 2211, 2311, 2411. Значение Р 1.5/50 с уве личением содержания кремния умень шается от 10 до 3,6 Вт/кг. Влияние тол щины листа на величину потерь хорошо видно из сравнения свойств сталей 3411 и 3416. С уменьшением толщины листа уменьшаются удельные потери. Значение индукции в функции рас смотренных параметров меняется менее сильно, чем величина потерь. С увеличе нием содержания кремния (стали 2011 — 2411) значение В при Н = 2,5 к А/м изме няется в пределах от 1,6 до 1,49 Тл, а при Я = 30 кА/м в пределах от 2,02 до 1,96 Тл. После технологических операций, не обходимых для изготовления деталей магнитопровода (резка, штамповка и др.), магнитные свойства сталей ухуд шаются, т. е. увеличивается коэрцитив ная сила, а следовательно, и потери на гистерезис. Для восстановления маг нитных свойств применяют отжиг при температуре ниже температур фазового превращения (880-900 °Q в среде, пре дохраняющей от окисления и науглеро живания. Если отжиг ведут в водороде, то это очищает сталь от вредных при месей, и магнитные свойства улучшают ся. При использовании текстурованной анизотропной стали в силовых трансфор маторах при совпадении направления 310 М атериалы, применяемые в машино- и приборостроении проката с осевой линией сердечника трансформатора потери минимальны. Легированные электротехнические стали применяют в электротехнических изделиях, рассчитанных на работу при частотах д о / < 400 Гц. Стали с более низким содержанием кремния 2011, 2211 используют для сердечников, ра ботающих при частотах д о 100 Гц и на пряженности поля Я < 5 • 104 А/м. Стали с повышенным содержанием кремния (2311-2411 и 1311-1411) используют при частотах до 400 Гц, но в более слабых полях (Я > 102 А/м). Наибольшее значение' Bs для ферро магнетиков имеют высоколегированные кобальтовые сплавы F e - C o - V . Напри мер, сплав 50КФ2, содержащий 50 % Со и 2%V, обладает индукцией насыщения В, = 2,3 Тл в магнитном поле напряжен ностью H s = 8 кА/м. Ж елезо в таком по ле имеет В — 1,5 Тл. Дефицитность ко бальта ограничивает применение таких сплавов. Более высокими значениями индукции насыщения ( < 3 Тл) обладают ферро магнетики, имеющие высокое значение атомного магнитного момента (редкозе мельные металлы). Материалы с высокой магнитной про ницаемостью. Для достижения больших значений индукций в очень слабых маг нитных полях (Я < 102 А/м) применяют сплавы, отличающиеся большой началь ной проницаемостью. Это сплавы F e - N i (пермаллой) и F e - A l - S i (альсифер). Сплавы пермаллои с содержанием 45-83 % Ni характеризуются большой магнитной проницаемостью цн ^ 88 мГн/м; ШШШШИ мГн/м, что обеспечи вает их намагничивание в слабых полях (рис. 15.9). Повышенное удельное элек трическое сопротивление по сравнению с чистыми металлами Fe и Ni позволяет использовать их в радиотехнике и теле фонии при частотах до 25 кГц. Малая Н с < 16 А/м уменьшает потери на гисте резис при перемагничивании. По значе нию индукции насыщения сплавы с по- t,°C Рис. 15.9. Влияние состава на магнитные характеристики железоникелевых сплавов вышенным содержанием никеля усту пают железу и стали. В зависимости от состава Bs изменяется в пределах 0,5-1,5 Тл. Большим достоинством пермаллоев является их высокая пластичность, что облегчает технологию получения полу фабрикатов: тонких листов, лент и про волоки, используемых при изготовлении сердечников. Магнитные свойства пермаллоев ме няются под воздействием даже слабых напряжений. При сжимающих напряже ниях всего 5 МПа магнитная проницае мость уменьшается в 5 раз, а коэрци тивная сила возрастает в 2 раза. П оэто му окончательно изготовленные детали надо подвергать термической обработке и в процессе сборки необходимо избе гать ударов, сильной затяжки или сдав ливания обмоткой. Магнитные свойства железоникелевых сплавов зависят от скорости охлажде ния. Нейтронно-графическим анализом доказано, что у сплава, содержащего 75% Ni, при медленном охлаждении Материалы с особыми магнитными свойствами 311 при температурах ниже 600 °С происхо- ТАБЛИЦА 15.4. Магнитные свойства холоддит перестройка в расположении атонокатаных лент толщиной м'ов в твердом растворе-неупорядо(отливы* Fe- N O ^ r o C T ченный твердый раствор переходит 10160 —75) в упорядоченный. Последний обладает Магнитная меньшей магнитной проницаемостью. проницае я с. Р. Сплав мость, мГн/м А/м Термическая обработка пермаллоев Тл мкОм ■м проводится для удаления примесей, Цн Цтах остаточных напряжений и укрупнения 25 150 2,4 0,75 0,5 5 79Н М * зерна. Она заключается в медленном 28 190 1,2 0,7 3 нагреве их до температуры 1100—1150 °С 38 250 1,2 0,7 3 в среде, защищающей материал от 81Н М А 0,6 4 0 ,5 0 88 310 0 ,8 45Н 2,9 31 16 1,5 0 ,4 5 окисления (вакууме, водороде); выдерж 50Н 14 3,8 38 0 ,4 5 1.5 ке при этой температуре 3-6 ч в зависи 50Н Х С 31 0 ,9 0 13 1,0 3,1 мости от размера и массы; медленном охлаждении до 600 °С (100°С/ч) и даль нейшем быстром охлаждении (400°С/ч), * Для сплава 79НМ приведены магнитные при котором не происходит упорядоче свойства Д ЛЯ 1— 111 классов. ния твердого раствора. Все пермаллойные сплавы по составу можно разделить на две группы: низко- подразделяют на классы. С ростом класникелевые с содержанием 45-50% Ni, са, как это видно из табл. 15.4, заметно имеющие высокую магнитную прони- растет магнитная проницаемость, сницаемость (щ, < 4 мГн/м) при относи- жается Нс. Значение Bs меняется мало, тельно высокой индукции насыщения В группу сплавов с наивысшей прони(1,5 Тл), и высоконикелевые с содержа- цаемостью в слабых магнитных полях нием 79-83 % Ni с чрезвычайно высокой входят высоконикелевые легированные магнитной проницаемостью (щ,<35 пермаллои 79НМ и 81НМА (см. табл. мГн/м), но меньшей индукцией насыще- 15.4). Обозначение легирующих элеменния 0,75 Тл. тов в них аналогично легированным Для улучшения электромагнитных сталям. Значения магнитных проницаеи технологических свойств эти сплавы мостей составляют ц„ = 25 ч- 88 мГн/м; часто дополнительно легируют. Так, Цт»х = 150 -г 310 мГн/м. По сравнению молибден и хром уменьшают чувстви- с электротехническими сталями у них тельность к остаточным напряжениям, занижены значения В, = 0,5 ч- 0,75 Тл одновременно повышая удельное элек- и Нс = 0,64 -j- 2,4 А/м. Эти пермаллои трическое сопротивление и магнитную используют для работы в слабых проницаемость. Медь стабилизирует полях до частот 25 кГц. ,С ростом свойства, улучшает механическую обра- частоты в интервале от 400 Гц до батываемость, повышает удельное элек- 25 кГц для снижения тепловых потерь трическое сопротивление. Кремний и уменьшают толщину проката. При марганец увеличивают удельное электри- этом, так же как и в сталях, уменьшаетческое сопротивление. Все легирующие ся магнитная проницаемость и растет элементы увеличивают магнитную про- Нс, что ведет к росту потерь на перемагницаемость и цтм. ничивание (рис. 15.10). Сплавы подразделяют по уровню осВ группу сплавов с высокой магнит новных свойств на девять групп. ной проницаемостью и повышенной инМагнитные свойства некоторых пер- дукцией В, входят низконикелевые нелеI маллоев трех характерных групп приве- гированные пермаллои 45Н и 50Н. Знадены в табл. 15.4. В каждой группе их чение р.та1 ^ 38 мГн/м при В, = 1,5 Тл. 312 Материалы, применяемые в маишно- и приборостроении и А nc>ff .. нГи Ртах«“ Рис. 15.10. Влияние толщины проката на магнитные свойства пермаллоя 79НМ Значение р несколько ниже, чем у легиро ванных высоконикелевых сплавов, а Нс- наоборот, выше. В связи с пони женным электрическим сопротивлением их используют при более низких часто тах, нежели легированные высоконикеле вые пермаллои. Представителем группы сплавов с высокой магнитной проницаемостью и повышенным удельным электрическим сопротивлением является пермаллой 50HXG. Легирование хромом и крем нием увеличивает р сплава почти вдвое. Это позволяет использовать его в тех же изделиях, что и нелегированные пермаллои, но при несколько более высоких частотах. Особую группу составляют пермал лои с прямоугольной петлей гистерези са (табл. 15.5), которые широко испольТ А Б Л И Ц А 15.5. Магнитные свойства спла вов с прямоугольной петлей гистерезиса (холодноката ная лента) Сплав Тол щина Мтах’ ленты, мГн/м мм 50НП 0,10 65НП 0,10 79НМ П 0,003 50 250 Коэффици ент прямо Bs, угольности Ш Тл А/м при Н = = 800 А/м 18 2,8 9,6 1,5 1,3 0,61 0,85 0,90 0,90 зуют в вычислительной технике и устройствах автоматического управле ния. Отличительная особенность таких материалов - большая остаточная ин дукция Вг, близкая к В,. Коэффициент прямоугольности (а = = Br/B s) у сплавов данной группы до стигает 0,85—0,90 в поле напряжен ностью Н = 800 А/м. Существуют два способа получения материала с прямоугольной петлей ги стерезиса: создание кристаллографиче ской или магнитной текстуры. Как от мечалось выше, кристаллографическая текстура достигается посредством хо лодной пластической деформации при прокатке с большими степенями обжа тия (см. гл. 4), магнитная текстура — путем охлаждения материала при закал ке в магнитном поле (термомагнитная обработка). Векторы намагниченности при такой закалке ориентируются вдоль поля. При последующем намагничива нии в том же направлении вращение векторов отсутствует. Кристаллографическую текстуру мож но создать в любом материале, спо собном пластически деформироваться. Магнитная текстура возможна только у некоторых сплавов, так как у чистых металлов (Fe, Ni, Со) она не наблю дается. Несмотря на большие прак тические достижения в области тер момагнитной обработки, сущность это го явления недостаточно ясна. Преимущество метода термомагнит ной обработки состоит в том, что пря моугольную петлю гистерезиса можно получить у ленты любой толщины и в любом направлении, а не только в на правлении прокатки. У сплава 50НП прямоугольность пет ли достигается прокаткой, а у сплавов 65НП и 79Н М П - путем обработки в магнитном поле (рис. 15.11). Сердечни ки, изготовленные из анизотропных лент толщиной 3 мкм, могут работать при частотах 700 кГц, а при толщине 1,5 м к м -д о 1 МГц. Такие ленты в основ ном изготовляют из сплава 79НМП. М атериалы с особыми магнитными свойствами 313 магнитных свойств ферромагнетика уменьшением магнитной проницаемо сти. Одним из эффективных способов сни жения тепловых потерь является приме нение материалов с высоким электриче ским сопротивлением-диэлектриков. К таким материалам относятся фер риты, играющие важную роль в со временной электронике. Ферриты изго товляют спеканием оксидов. Удельное электрическое сопротивление их достига ет 10*2 Ом • м, что определяет возмож Рис. 15.11. Петля гистерезиса сплава 65НП ность использования их в области высо до (1) и после (2) обработки в магнитном ких радиочастот и сверхвысоких частот. поле По своим магнитным свойствам при небольших частотах они уступают фер Коэффициент прямоугольности этого ромагнитным металлам и сплавам на сплава при таких толщинах составляет их основе. Их относительная магнитная ~ 0,9. Из-за дороговизны тонких лен проницаемость ц' невелика и изменяется точных сердечников и невозможности в широком интервале значений-от не прокаткой получить ленты толщиной ме скольких тысяч до нескольких единиц; нее 0,5 мкм разработаны методы полу малая индукция насыщения Bs < 0.4 Тл, чения тончайших пленок (10“ 5 — 10~6 относительно большая коэрцитивная см) путем напыления таких сплавов сила Нс < 180 А/м, невысокие температу в вакууме на подложку немагнитного ры точки Кюри 0 < 300 °С ограничи вают их рабочую температуру и ухуд металла. Альсиферы-сплавы системы F e - А1— шают температурную стабильность Si не содержат дорогих или дефи свойств. цитных легирующих элементов. Сплав К недостаткам ферритов относят их оптимального состава 9,6% Si и 5,4% А1 большую чувствительность к оста имеет следующие свойства: цн = 44 точным напряжениям, в том числе теп мГн/м; |imax= 146 мГн/м; Нс= 1,76 А/м; лового и магнитострикционного проис ц0 М ,= 1,1 Тл; р = 0,81 мкОм-м. Сплав хождения. Они обладают всеми свой имеет нулевые значения К и Я., и низкие ствами керамики: твердые, хрупкие, при потери на гистерезис. Практическому спекании дают большую усадку. Обра применению таких сплавов препят батывать их можно только алмазным ствуют высокие твердость и хрупкость, инструментом. Свойства ферритов зави что делает их абсолютно недеформи- сят от различных технологических фак руемыми. Альсиферы обладают хоро торов (размер и однородность порош шими литейными свойствами, поэтому ков оксидов, удельные нагрузки при их применяют для изготовления фа прессовании, температура спекания, ре сонных тонкостенных отливок. Эти жим охлаждения и др.). Все это затруд сплавы используют также для получе няет получение ферритов с заданными ния тонких порошков при изготовлении и повторяющимися свойствами. Ферриты спекают из двойных оксидов магнитодиэлектриков. Высокочастотные магнитно-мягкие ма типа FeO Fe2O j (см. п. 1.3;). Для повы териалы. При высоких частотах растут шения электрического сопротивления тепловые потери и тангенс угла потерь ион железа F2+ в оксиде FeO заменяют tg5, что сопровождается ухудшением двухвалентными ионами Zn, Мп, Ni, 314 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Mg. Кристаллическая решетка таких ок сидов-шпинель (кубическая). Направле нием легкого намагничивания является ребро куба. При замене Fe2+ ионами бария, стронция, свинца ферриты имеют решетку ГПУ, и направлением легкого намагничивания является любое направ ление в плоскости ху. Ферриты имеют доменную структуру с нескомпенсированными антипараллельными магнитными моментами ионов металла (ферримагнетики). В двойном оксиде FeO • Fe20 3 в октаи тетраэдрических порах решетки распо лагаются катионы трех- и двухвалент ного железа. Между катионами, находя щимися в разных порах, образуется антипараллельная ориентация маг нитных моментов. Ферримагнетизм по является тогда, когда сумма магнитных моментов ионов, расположенных в раз личных порах, неодинакова. Установле но, что у большинства шпинельных фер ритов в октаэдрических порах располо жено восемь ионов трехвалентного же леза, а в тетраэдрических порахостальные восемь ионов трехвалентного железа и восемь ионов двухвалентного металла: &Fe+3 + [8Fe+ 51 8Ре+2]. (15.6) В результате магнитные моменты трехвалентных катионов железа, находя щихся в разных порах, компенсируют друг друга и, если двухвалентный ка тион металла обладает собственным магнитным моментом, то возникает нескомпенсированный магнитный момент. Магнитные свойства ферритов опре деляются их химическим составом (рис. 15.12). Немагнитный цинковый фер рит, добавленный в никелевый феррит, понижает 0 и Нс и резко увеличивает ц'н при определенном химическом со ставе, поэтому дозировка цинкового фер рита должна быть очень точной. Магнитные свойства ферритов зави сят от условий эксплуатации и, в пер вую очередь, от частоты перемагничивания. Предельно допустимая для мате- Z n O ’ Fe% O j г % Рис. 15.12. Влияние содержания цинкового феррита в никелевом феррите на магнитные свойства последнего риала частота внешнего поля опре деляется частотой, при которой tg 5 не превышает 0,1, а для некоторых изделий 0,02 (см. рис. 15.8,6). Допустимую рабочую температуру определяет температура точки Кюри, которая для никель-цинковых ферритов совпадает с точкой 0, а для марганцево цинковых на 20 °С ниже. Вблизи точки 0 значение резко падает (рис. 15.13), в особенности для ферритов с большим значением этой величины. Рис. 15.13. Влияние температуры нагрева на магнитную проницаемость никель-цинковых ферритов Материалы с особыми магнитными свойствами 315 ТАБЛИЦА 15.6. Свойства некоторых фер ритов, применяемых при ра боте в слабых полях на низких и высоких радио частотах Груп па 1 2 11 1 5 Феррит М'и р. Ом м 4000Н М 1000Н М 1000Н М З 1000Н Н 400Н Н 300Н Н 60Н Н 100В Ч 30В Ч 2 4000 1000 1000 1000 400 300 60 100 30 10-’ 5-103 105 105 10* 10» 10* 10*0 104 /кр, МГц, при tgS = 0,1 0,1 1,0 2,2 0,4 2,0 5 55 35 200 Ферриты для устройств, применяе мых на радиочастотах. К ним отно сятся M n -Z n и N i-Z n ферриты (табл. 15.6). На первом месте в марке стоит число, соответствующее (относительная про ницаемость). На втором —буквы, опре деляющие частотный диапазон: Н —низ кочастотные, ВЧ — высокочастотные. На третьем-буква, обозначающая леги рующий элемент: Н-никель-цинковый, М-марганцево-цинковый феррит. Для высокочастотных ферритов легирующий элемент не указывается, например, 30ВЧ2-ц^ = 30, высокочастотный, раз новидность вторая. Ферриты M n -Z n обладают высокой магнитной проницаемостью, но имеют относительно небольшое удельное элек трическое сопротивление (103 до 105 О м-м), что ограничивает их использо вание при высоких частотах ( < 3 МГц). Их подразделяют на две группы: фер риты первой группы 4000НМ, 1000НМ не содержат специальных добавок и ис пользуются в диапазоне частот до 1 МГц, когда не предъявляются повы шенные требования к температурной стабильности начальной магнитной проницаемости; ферриты второй группы 1000НМЗ содержат присадки ок сидов кобальта и других металлов, вво димых для улучшения температурной стабильности начальной * магнитной проницаемости, и предназначены для использования в слабых и средних по лях на частотах до 3 МГц. Ферриты N i-Z n отличаются высоким удельным электрическим сопротивле нием (до 10й Ом-м), малыми потеря ми; поэтому их используют при более высоких частотах ( < 200 МГц) и под разделяют на три группы. Ферриты первой группы 1000НН, 400НН не содержат специальных приса док и применяются для работы в слабых и средних полях на частотах до 2 МГц. Ферриты второй группы со держат 50% Fe20 3, значительные коли чества (1-8%) других оксидов. Такие ферриты (300НН, 60НН) применяются для работы на частотах до 55 МГц. Ферриты третьей группы содержат из быток Fe20 3 (54-59%), а также присад ки кобальта и других оксидов (до 1%). вводимых для улучшения свойств. Эти ферриты имеют меньшие потери на вих ревые токи и предназначены для ис пользования в слабых полях на часто тах до 200 МГц (100ВЧ, ЗОВЧ2); из-за высокой температуры точки Кюри они обладают малым температурным коэф фициентом магнитной проницаемости в широком интервале температур. Ферриты для устройств, приме няемых на высоких частотах ( <800 МГц). Ферриты имеют сложный состав, их изготовляют из четырех и более ок сидов. Разнообразие сочетаний ис ходных компонентов предоставляет не ограниченные возможности для созда ния материалов с различными маг нитными свойствами. В их числе феррит одновалентного лития Li20 -5 F e 20 3 со структурой шпинель и ферриты, в ко торых часть ионов бария заменена ко бальтом, со структурой ГПУ (B aC o)0-F e20 3. Дополнительно вводя в состав ферри тов те или иные катионы, можно полу- 316 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении чить материалы с различной индукцией насыщения и разной температурой точ ки Кюри. Такие сложнолегированные ферриты характеризуются высоким удельным электрическим сопротивле нием (до 1012 О м м ), стабильностью магнитной проницаемости, низкими по терями и сохраняют эти параметры по стоянными до 800 МГц. Ферриты для устройств, приме няемых на сверхвысоких частотах СВЧ (> 8 0 0 МГц). Возможность применения ферритов при таких частотах опреде ляет резонансное поглощение, возни кающее в тех случаях, когда на феррит, перемагничиваемый высокочастотным полем, наложено перпендикулярное по стоянное магнитное поле Н0. Это поле вызывает прецессию орбитального мо мента электрона, частота которой из меняется пропорционально Н 0. При определенной Н 0 значение сое совпадает с частотой высокочастотного поля, и наступает ферромагнитный резонанс, проявляющийся в уменьшении и ро сте ц2 в некотором интервале поля АН0 (рис. 15.14), что увеличивает tg8. Ширина интервала А Н 0 -основная ха рактеристика СВЧ ферритов. Ее значе ние буд^т тем меньше, чем больше плот ность и меньше кристаллографическая Рис. 15.14. Изменение Ц] и (д? ферритаграната в условиях магнитного резонанса ТАБЛИЦА 15.7. Свойства ферритов для СВЧ Феррит 1СЧ1 ЗСЧ4 6СЧ1 30СЧ1 80СЧ Мо Ш Тл 0,20 0,18 0,13 0,13 0,03 е, с 270 200 150 170 120 ДЯ„ (кА/м) при частоте, МГц 9200 3000 40 15,9 _ — — 10,3 12,7 4,8-3,2 — — анизотропия материала. Такие свойства можно получить, вводя в состав ферри тов оксиды с константой анизотропии противоположного знака. Кроме того, для увеличения плотности их изготавли вают не спеканием, а сплавлением по рошков в монокристалл, у которого уз кая резонансная кривая (малое АЯ0) получается, если постоянное магнитное поле приложено в направлении трудно го намагничивания. Свойства ферритов для СВЧ приве дены в табл. 15.7. В марке ферритов для СВЧ на первом ме сте ставится цифра, указывающая значение длины волны в сантиметрах, при которой ис пользуется данный феррит. Например, ЗСЧ4 —феррит для работы в полях с длиной волны 3 см, разновидность 4. Ферриты для СВЧ выбирают с уче том типа устройств, частотного диапа зона, уровня мощности и климатических условий. Ферриты со структурой шпинель из готовляют спеканием оксидов никеля и магния. Их состав соответствует фор муле МеО • Fe20 3. Значение АН 0 для та ких ферритов (последние три марки в табл. 15.7) оценивают при частотах 3000 МГц. Ферриты, используемые при более высоких частотах, дополнительно легируют трехвалентными металлами хромом или алюминием. Они описы ваются формулами MgO-(FeCr)2 Оэ, M g0(F eA l)20 3 или NiO-(FeCr)2 0 3, и значение АН 0 для них оценивают при частотах 9200 МГц. Материалы с особыми магнитными свойствами Ферриты-гранаты имеют кристалли ческую решетку минерала граната, их формула 3Me20 3-5Fe20 3. В качестве легирующего элемента в них исполь зуют редкоземельные металлы (РЗМ). Применение находят поли- и монокри сталлы. Поликристаллические ферриты-гра наты изготовляют спеканием оксидов редкоземельных металлов: иттрия, га долиния и др. Их применяют при дли нах волн более 30 см. Для миллиме тровых волн (8 мм) применяют монокристаллические ферриты, которые по лучают методом сплавления порошков оксидов и последующей кристаллизации их на затравке монокристаллов (см. гл. 2). Этот же метод используют для изготовления рубиновых монокристал лов для квантовых генераторов (лазе ров). Монокристалл иттриевого граната 08КГ при частоте 9200 МГц имеет ДН0 = 0,6 кА/м, что значительно ниже значений, указанных в табл. 15.7 для поликристаллических ферритов. Ортоферриты, так же как и ферритыгранаты, изготовляют из оксидов желе за, легированных РЗМ. Состав их со ответствует формуле R • F e0 3, где R - иттрий, гадолиний, самарий и т. д. Они имеют орторомбическую кристал лическую решетку (аФЬ Ф с\ а = р = у = = 90°), в которой ионы Fe+3 располо жены в узлах решетки. О 2- —на гранях, a R3+ —в центре. Монокристаллы орто ферритов получают методом бестигельной зонной плавки (см. п. 17.2). В монокристалл ической пластинке толщиной менее 30 мкм из ортоферри тов и ферритов-гранатов РЗМ обнару жена специфическая доменная структу р а - цилиндрические магнитные домены ЦМД. В плоскости тонкой пластины, кото рая перпендикулярна намагничивающе му полю и векторам легкого намагни чивания, возникает лабиринтовая струк тура доменов (рис. 15.15). Темные и светлые домены намагничены антипа раллельно. С ростом внешнего поля 317 Рис. 15.15. И зм енение структуры ферритаграната при намагничивании: а —лабиринтная; 6 —гантельная; в — цшшндриче- Н меняется доменная структура. При определенном значении этого поля Я кр темные домены приобретают форму ци линдров (или пузырьков). Это свойство используют в запоминающих устрой ствах. В таких устройствах ферриты оценивают подвижностью доменов, ко торая повышает скорость обращения информации, и размером доменов, определяющим плотность информации на пластинах. Подвижность лучше у ор тоферритов, а плотность больше у фер ритов-гранатов. Ферриты с прямоугольной петлей ги стерезиса (ППГ). Такие ферриты ис пользуют в вычислительной технике (в марке буквы ВТ). Их маркируют по зна чению коэрцитивной силы: цифра в марке- Нс в А/м. Наибольшее применение получили ферриты из оксидов Mg и Мп. Наилуч шие характеристики наблюдаются у ферритов состава MgO •ЗМпО-3F e,0,. а также у поли ферритов, содержащих кроме перечис ленных трех оксидов оксиды цинка, кальция, лития (табл. 15.8). При охлаждении феррита после спека ния в результате магнитострикционных явлений при температуре точки Кюри векторы легкого намагничивания ориен тируются параллельно во всем обьеме феррита. Прямоугольная петля гистере зиса получается при совпадении напра влений намагничивающего поля с на правлением легкого намагничивания. В таком случае при размагничивании 318 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении ТА БЛ И Ц А 15.8. Ферриты с прямоугольной петлей гистерезиса Феррит 10ВТ ЗОВТ 56ВТ 100ВТ 140ВТ 180ВТ Ё | в г. А/м Тл 9,6 29,6 56,0 104 140 184 0,20 0,14 0,23 0,23 0,21 0,13 Коэффициент прямоуголь- 0. Щ ности 0,91 0,93 0,93 0,91 0,90 0,89 115 145 160 160 200 224 отсутствует процесс вращения векторов и А = Яг13 зависимости от особенностей устройств применяют различные по свойствам ферриты с прямоугольной петлей гистерезиса: с низкой коэрцитив ной силой (10ВТ, ЗОВТ, 56ВТ) и с высо кой коэрцитивной силой (100ВТ, 140ВТ, 180ВТ). Материалы со специальными маг нитными свойствами. Сплавы с большим коэффициентом магнитострикции. Эти сплавы применяют для сердечников преобразователей магнитных колебаний в ультразвуковые, для изготовления зву козаписывающих головок, в установках для обработки твердых материалов и др. Кроме большого коэффициента магнитострикции эти сплавы должны обладать малой коэрцитивной силой и высоким удельным электрическим со противлением. Наибольшей магнитострикцией обла дает никель Xs = —37-10-6. Благодаря высокой пластичности он применяется в виде тонких листов (толщиной 0,1 мм и менее); характеризуется малым элек трическим сопротивлением (0,08 мкОм-м), а следовательно, приме ним для низких частот. Высокой магнитострикцией обладает сплав железа с 13 % А1 (А., = 45 • 10“ 6). Он имеет значительно более высокое электрическое сопротивление (0,96 мкОм-м), и поэтому при тех же потерях пластины его могут быть в 2-3 раза толще, чем пластины никеля. Более высокими коэффициентами маг нитострикции обладают сплавы железа, содержащие 50% Со (Х4 = 70-10-6), ко торые используют для преобразовате лей большой мощности. Сплав железа с платиной обладает наиболее высоким коэффициентом магнитострикции (X, = = + 204-10"6), но он весьма дорог. Термомагнитные сплавы. Интенсив ность намагничивания уменьшается с повышением температуры, поэтому, чтобы компенсировать ошибки прибо ров, обусловленные изменением магнит ного потока при изменении темпера туры, в магнитную цепь вводят шунты. Магнитная индукция ферромагнетиков очень резко изменяется вблизи точки Кюри, поэтому материал шунта должен иметь температуру точки Кюри в ин тервале рабочих температур. Этим условиям удовлетворяет сплав железа с никелем (30-35 %), который перестает быть ферромагнитным при 100 °С. Введение хрома или алюминия дополнительно снижает температуру точки Кюри. 15.3. Магнитно-твердые материалы Основные требования к магнитно твердым материалам. Магнитно-твердые материалы используют для изготовле ния постоянных магнитов. Они намаг ничиваются в сильных полях Н > > 1000 кА/м, имеют большие потери при перемагничивании, остаточную ин дукцию ВТ= 0,5 -М Тл и коэрцитивную силу Нс < 560 кА/м. Важной характеристикой магнитно твердых материалов является макси мальная удельная магнитная мощность сотах, которая в лучших материалах до стигает значений 72,5 кДж/м3. Удельная магнитная мощность при размагничива нии изменяется от 0 до со, как это пока зано на рис. 15.16, и соответствует по ловине произведения определенных на кривой размагничивания значений ин дукции Вх и напряженности Нх. Более выпуклая форма кривой размагничива- Материалы с особыми магнитными свойст вами 319 ТАБЛИЦА 15.9. Значения Нс однодомеиных кристаллов для различных видов анизотропии Я с, кА/м Анизотропия К ристаллографическая Ф орм ы М агнитно-упругая для ст = 200 М П а Fe Со Ni 40 850 48 480 700 48 11 252 320 нитными характеристиками (точкой Кюри 0, константой анизотропии К и намагниченностью насыщения М,). Для железа диаметр однодоменного кристалла равен 0,05 мкм. Для однодоменных частиц значения Нс определяются различными видами ния соответствует большей магнитной анизотропии (табл. 15.9). Значения Н с за мощности. Размагничивание связано с теми же висят от константы кристаллографиче процессами, что и намагничивание: сме ской анизотропии К и намагниченности щением доменной стенки и вращением насыщения М ,. Наибольшее значение векторов намагничивания. Необрати К и Нс среди рассматриваемых метал мость этих процессов приводит к несов лов имеет кобальт, а наименьшее-ни падению кривых намагничивания и раз кель, поэтому кобальт используется в магничивания, а при перемагничивании большинстве магнитно-твердых мате к появлению петли гистерезиса. Суще риалов. Влияние анизотропии формы на Нс ствующие теории необратимость про цессов намагничивания связывают либо велико для всех ферромагнетиков, и оно со смещением доменной стенки, либо более сильное, чем влияние остальных анизотропии. Анизотропия с вращением векторов. В последнем слу видов формы вызывает появление размагничи чае даются количественные закономер ности, определяющие Нс. При различ вающего поля Н , так как магнитная си ном химическом составе и структурном стема не замкнута (рис. 15.17). Такое состоянии материала доля участия ка противоположно направленное поле Н р намагничивающее поле ждого из этих двух процессов различна, уменьшает но для большинства магнитно-твердых и тем самым увеличивает Н с. Величина материалов основным процессом при Нр анизотропна, а поэтому для однодо размагничивании, видимо, является про менного неравноосного кристалла зна цесс вращения векторов намагничива чение Нс зависит от отношения осей ния, который и определяет величины Нс, кристалла (рис. 15.18). В„ и шта„. Для однодоменных кристаллов раз магничивание идет только в резуль Рис. 15.17. Размагничи тате вращения векторов намагничива вающее поле однодомен ного неравноосного крис ния. талла нр Размер однодоменных кристаллов оп ределяется формой кристалла, параме тром кристаллической решетки и маг Рис. 15.16. Изменение магнитной индукции В и удельной магнитной мощности при размагничивании магнитно-твердого м а териала 320 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении менных неравноосных ферромагнитных включений в немагнитной основной фа зе. В таких сплавах размагничивание идет в результате вращения векторов намагничивания ферромагнитных вклю чений. В сплавах с ферромагнитной основ ной фазой и неферромагнитными вклю чениями размагничивание может разви ваться путем смещения доменной стен Рис. 15.18. Влияние анизотропии на Нс по ки. В таком случае значение коэрцитив рошка железа неравноосной формы ной силы определяется константой кри сталлографической анизотропии К фер Магнитно-упругая анизотропия про ромагнитной основы, объемом неферро является при возникновении неодно магнитных включений Р и величиной родных внутренних напряжений вслед Ms. Коэрцитивная сила Нс имеет макси ствие магнитострикции или приложения мальное значение, если диаметр нефер внешних сил. Наибольший вклад этот ромагнитных включений соизмерим вид анизотропии дает в значение Нс для с шириной доменной стенки 5 (для же никеля, который имеет большое значе леза Ц 10" | м). Все описанное позволяет сформулиро ние Xs (см. с. 318). Сумма всех перечисленных соста вать требования к составу и структуре вляющих и определяет значение Не магнитно-твердых материалов. Преиму однодоменного неравноосного кристал щественное применение имеют сплавы, а не чистые металлы. Можно использо ла. Необратимые процессы вращения век вать однофазные сплавы с однодомен торов намагничивания определяют Нс ной неравноосной формой кристаллов тонких пленок и многих многофазных либо многофазные сплавы с различной сплавов. Тонкие пленки толщиной магнитностью основы и включений. Для 0,1-30 мкм однодоменны и магнитоани ферромагнитных включений желательна зотропны. При толщинах, близких однодоменная неравноосная форма кри к 30 мкм, в пленках появляется полосо сталлов; для неферромагнитных вклю вая доменная структура (рис. 15.19). чений важны их количество и размер; Длинные домены намагничиваются во ферромагнитная основа должна иметь взаимно противоположных направле различного рода искажения: структу неравновесный ниях и вращаются всей системой полос ра - предпочтительно под действием внешнего поля. Это пересыщенный твердый раствор внедре свойство используют в информа ния; желательны остаточные внутренние ' напряжения. Перечисленные условия ционных устройствах. Большие значения Нс имеют много обеспечивают высокие значения Не, В, и фазные сплавы со структурой однодо- ® ш а г Свойства магнитно-твердых материа лов оценивают стабильностью в усло виях длительной эксплуатации при воз можных колебаниях температуры. Не стабильность свойств может вызывать ся структурными изменениями (струк турное старение), а также ударами Рис. 15.19. Полосовая доменная структура в и вибрацией (магнитное старение). В по тонких пленках следнем случае свойства легко восстана Нс,кА/м Материалы с особыми магнитными свойствами 321 дисперсность выделений фазы (Зг При последующем отпуске (590-650 °С) про исходит дораспад фаз и дополнитель ное улучшение магнитных свойств. Сплавы Fe-Ni-Al содержат 12-35% Ni, 6,5-16% Al. Применяют сплавы, до полнительно легированные Си, Со, Ti, Nb. Все они улучшают магнитные свой ства, а медь снижает их разброс при не избежных колебаниях состава. Марки Рис. 15.20. Ориентация вторичных фаз в спла руют эти сплавы так же, как и стали. вах F e —Ni —Al: охлаждение при эакалке без Магнитные свойства некоторых промы поля (а) и в магнитном поле (б) шленных сплавов приведены в табл. 15.10. Магнитные свойства можно значи вливаются повторным намагничива тельно улучшить, если охлаждение при нием. Структурная нестабильность при закалке проводить в сильном магнит нагреве ограничивает применение маг ном поле (Я > 120 кА/м). В таком слу нитно-твердых материалов с неравно чае пластинки в результате магнитовесной структурой. стрикционных напряжений растут вдоль Свойства магнитно-твердого материа поля и векторы намагничивания ориен ла определяют на образцах-кольцах. тируются в том же направлении. Мате Полученные значения Вг и а)та, предель риал после термической обработки при ные, так как при иной форме магни обретает магнитную анизотропию (см. та на незамкнутых концах возникает рис. 15.20,6), что значительно увеличи размагничивающее поле Н и свойства вает Нс и о)тах. Наибольший эффект от будут занижены. такой термомагнитной обработки (80%) Магнитно-твердые материалы для по получен на сплавах с повышенным со стоянных магнитов классифицируют по держанием кобальта. способу изготовления на литые, порош Дальнейшее улучшение магнитных ковые, деформируемые. свойств в литых сплавах получают на Магнитно-твердые литые материалы. столбчатых кристаллах, выращивая их Ими являются сплавы Fe-Ni-Al на ос при кристаллизации сплава с напранове железа. Сплавы при 20 °С в своей структуре содержат ферромагнитную фазу I I с большим содержанием железа, ТА БЛ И Ц А 15.10. Магнитные свойства ли тых сплавов Fe-Ni - Al вкрапленную в слабоферромагнитную для ни 01 оплснип магнитов фазу (32. При термической обработке (ГОСТ 17809-72) высокотемпературная фаза (3 испыты Маг Форма вает превращение + Р2. в резуль В,. нитная кри wm ux> Сплав тате чего удается получить однодо кДж/М-' кА/м Тл ан изо стал тропия лов менные кристаллы ферромагнитной фазы р, пластинчатой формы ЮНД4 3.6 40 0,5 Нет (рис. 15.20, а), которая обеспечивает Ю НД8 44 0,6 Рав 5,1 большие значения Нс, Вг и (от„. ноос ная Закалка включает нагрев до темпера Ю НДК18 55 0,9 9,7 тур 1200-1280 °С (в зависимости от со Ю НДК35Т5Б 16 96 0,75 Есть С тол става) и охлаждение с определенной Ю НДК35Т5БА 36 110 1,02 бча критической для каждого сплава ско тая ростью, обеспечивающей наибольшую 11 Под ред. Б. Н. Арзамасе ва 322 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении ТАБЛИЦА 15.11. Магнитные свойства . спе ченных сплавов Fe—Ni—Ai I для изготовления магнитов (ГОСТ 13596 - 68) “ max. кДж/м* н с. кА/м Вг. Тл Магнит ная ани зотропия ММК1 М М К6 3 5 24 44 0,6 0,65 Н ет М М К7 ММК11 10,5 16 44 118 0,95 0,7 Есть Сплав - Рис. 15.21. Кривые размагничивания литых сплавов Fe —N i—A l: 1 - Ю НД4; 2 - Ю НДК35Т5Б; 3 - Ю НДК35Т5БА вленным теплоотводом и в магнитном поле. Длина таких кристаллов может достигать 300 мм. Ось кристалла совпа дает с направлением легкого намагни чивания. Сплав благодаря анизотропии формы приобретает высокие значения Нс и Вг; увеличение выпуклости кривой размагничивания приводит к увеличе нию штах (рис. 15.21). К недостаткам литых сплавов Fe— Ni-Al относятся их повышенная хруп кость и высокая твердость, что исклю чает все виды обработки, кроме шлифо вания. Этих недостатков лишены спе ченные сплавы Fe-Ni-Al. Порошковые магнитно-твердые мате риалы. Сплавы Fe-N i-A l получают спе канием порошков металлов при 1300°С в атмосфере аргона или иной защитной атмосфере. Для обеспечения высоких значений В, и сотах сплавы не должны быть пористыми. Порошки используют мелкодисперсные и желательно нерав ноосные. Магнитные свойства спе ченных сплавов (после тех же видов тер мической и термомагнитной обработки, которые применяют и для литых спла вов) приведены в табл. 15.11. Такие сплавы используют для мелких и точных по размеру магнитов. По со ставу спеченные сплавы близки к литым, но по магнитным свойствам несколько уступают им. Цифра в мар ках сплавов является порядковым номе ром, буквы ММ К обозначают: магнит металлокерамический. Магнитно-твердые ферриты также получают спеканием порошков оксидов Fe, Ва и Со. По своим магнитным свой ствам (сота, и особенно Вг) они уступают литым сплавам Fe-Ni-Al. Однако, буду чи диэлектриками, они могут использо ваться как постоянные магниты в высо кочастотных магнитных полях без те пловых потерь. Значение Нс у ферритов значительно выше, чем у литых сплавов. Это связано с наличием в структуре однодоменных неравноосных порошков оксидов (рис. 15.22). Свойства неко торых ферритов бария и кобальта при ведены в табл. 15.12. Цифра, стоящая в марке на первом месте, определяет значение (Д,Я 2ш„ „ ; буква указывает металл в оксиде; буквы И и А со ответственно означают изотропный или ани зотропный феррит. Последние три цифры в марке равны коэрцитивной силе Н сМ, опре- В,Тл 0,3 0,г 0,1 Рис. 15.22. Кривые размагничивания фер ритов : I — порошки сферической формы; 2 — порошки не равноосные, прессованные в магнитном поле Материалы с особыми магнитными свойствами 323 ТАБЛИЦА 15.12. Магнитные свойства бариевых (ГОСТ 24063 —80) и кобальтовых фер ритов для изготовления магнитов Феррит Магнитная анизо тропия Состав ИсМ Н'В кДж/м? кА/м В„ Тл 6БИ240 28БА190 ВаО 6 F ^ 0 3 Нет Есть 3 14 125 185 240 190 0,19 0,39 1ОКА 165 14КА135 СоО 6F©j03 Есть 5 7,15 143 127 165 135 0,23 0,28 деленной по намагниченности М. Значение Нсв или Нс, определенное по индукции В, не сколько меньше Нсм (см. рис. 15.23). Высокое значение НсМ у бариевых ферритов связано с большой констан той анизотропии К и анизотропией формы порошков. Диаметр однодомен ной частицы у ферритов бария соста вляет 1,5 мкм, что позволяет придавать им некоторую неравноосность. Такие ферриты имеют высокую структурную и магнитную стабильность. Прессова ние порошков в магнитном поле делает ферриты анизотропными, так как век торы намагниченности М, ориенти руются вдоль поля. Кобальтовые ферриты уступают ба риевым ферритам в значении константы анизотропии. Кроме этого, диаметр однодоменной частицы в них очень мал-0,1 мкм, что осложняет их получе ние, в особенности в неравноосной фор ме. Промышленные анизотропные ко бальтовые ферриты уступают по маг нитным свойствам бариевым ферритам. Достоинством их является большая температурная стабильность. Магниты из РЗМ изготовляют из кристаллов промежуточных фаз редкоТАБЛИЦА 15.13. Магнитные характеристи ки соединений РЗМ м„ Мсм, МА/м К, Соединение (расчетные МДж/мЗ Тл данные) SitbCo17 SmCo< PrCos YCoj 11* 3.5 8 -1 1 6 ,9 -1 0 5.5 1,1 0,97 1.2 1,06 6,4 17-23 12-17 10 земельных металлов с кобальтом, со став которых отвечает формулам RCo5 и R2Co17, где R - редкоземельный ме талл. В их числе самарий Sm, празеодим Рг, иттрий Y. В производстве магнитов из РЗМ на ибольшее распространение получил ме тод жидкофазного спекания тонких по рошков с размером частиц ~ 10 мкм. Для получения большой плотности к порошкам из фаз, указанных в табл. 15.13, добавляют сплавы этих элементов. Температура плавления та ких сплавов должна быть ниже темпера туры спекания порошков. В процессе спекания сплав расплавляется и запол няет микропоры. Например, к порош* кам SmGos, в которых 37,5% Sm, доба вляют сплав состава 60%Sm и 40% Со. Для получения анизотропии порошки прессуют в магнитном поле. В табл. 15.13 приведены значения константы анизотропии К, намагничен ности насыщения М, при 20 °С и рас четные значения коэрцитивной силы НсМ. Значение К у таких фаз на два по рядка больше, чем у железа. Это дает основание считать, что процесс размаг ничивания идет в результате вращения векторов намагничивания и Н,.ы опреде ляется кристаллографической анизотро пией. Названные соединения РЗМ с ко бальтом имеют кристаллические решет ки с малой симметрией (гесагональная или тетрагональная), что и определяет большие значения К и HcU. Магнитные характеристики серийных сплавов РЗМ приведены в табл. 15.14. 324 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении ТАБЛИЦА 15.14. Магнитные свойства спе ченных сплавов на основе РЗМ для изготовления магнитов (ГОСТ 21559— 76) НсМ Вг, Сплав Состав, % *°тах> кДж/м-’ KC37 37Sm 55 540 1300 0,77 KC37A 63 Со 65 560 1000 0,82 КСП37 37(Sm + Рг) 65 520 800 0,85 КСП37А 63 Со 72,5 500 640 0,9 кА/м Тл Значения коэрцитивной силы Н сМ таких сплавов на порядок меньше расчетных, но выше, чем у бариевых и кобальтовых ферритов в 4-5 раз. Кривые размагни чивания опытного анизотропного спла ва из РЗМ, приведенные на рис. 15.23, показывают значения Н сМ и Н сВ, равные 1320 и 808 кА/м, соответственно, при сошах= кДж/м3. Указанное значение магнитной мощности наибольшее для всех магнитно-твердых материалов. Деформируемые магнитно-твердые сплавы. Сплавы на основе пластичных металлов Fe, Со, Си, их марки и магнитные свойства при ведены в табл. 15.15. Сплавы подвергают обработке давлением, что позволяет исполь зовать их как магниты в виде тонких лент и проволоки. Хорошие магнитные свойства получают после закалки и старения, что объясняется получением мелкодисперсных ферромагнитных фаз в немагнитной основ ной фазе. В процессе пластической деформа Рис. 15.23. Кривые размагничивания анизо тропного сплава из РЗМ ции в хромко, кунифе и викаллое возможно формирование кристаллографической тек стуры, что дополнительно улучшает маг нитные свойства. Сплав кобальта с платиной характеризуется высоким значением Не, его магнитная мощность свтах близка по значе нию к сот>1 литых сплавов Fe-Ni-Al. Един ственный недостаток сплава-содержание драгоценного металла, что ограничивает его применение. Высокоуглеродистые стали с содержанием > 1 % С имеют структуру мартенсита с мел кодисперсными неферромагнитными включе ниями цементита после закалки и низкого отпуска, что обеспечивает хорошие маг нитные свойства. Относительно высокое зна чение Нс определяется наличием анизотро пии формы мелких кристаллов мартенсита (пластинок) и большим количеством нефер ромагнитной фазы Fe3C. Образование боль ших упругих напряжений в результате полу чения пересыщенного твердого раствора, каким является мартенсит, создает дополни тельно магнитно-упругую анизотропию. Большим достоинством сталей для по стоянных магнитов является их низкая стои мость и технологичность в отношении горя чей обработки давлением и резанием. В связи с этим они успешно используются в магнитах больших размеров. Для увеличе- ТАБЛИЦА 15.15. Магнитные свойства деформируемых сплавов для изготовления магнитов Сплав Состав, % Марка Хромко 45 Fe; 30 Сг; 25 Со 30ХК25 Викаллой Кунико Кунифе Платинакс 52 Со; 35 Fe; 13 V 50 Си; 21 Ni; 29 Со 60 Си; 20 Ni; 20 Fe 78 Pt; 22 Со 52К13Ф ПлК78 Наименование Магнит ная ани зотропия кДж/м- “ П И '. Нс, кА/м В„ Тл Нет Есть Есть Нет Есть — 7,7 16,3 8,8 6,5 6,7 40 56 62 28 36 47 320 0,8 0,9 0,6 0,53 0,55 0,80 Материалы с особыми магнитными свойст вами ТАБЛИЦА 15.16. Магнитные свойства ста лей для изготовления маг нитов (ГОСТ 6862 —71) Сталь ^пшх> кДж/мЗ Нр кА/м Вп Тл ЕХЗ ЕХ5К5 ЕХ9К15М2 1,2 1,6 м 4,8 8 13,6 0.95 0,85 1 0,8 325 ния прокаливаемости сталь л еги р ую т х р о мом. Дополнительное легирование к о б а л ь том и молибденом улучш ает м агни тны е свойства, однако магнитная м о щ н о ст ь остается невысокой (шгпих < 2,4 кД ж /м 3, табл. 15.16). Стали склонны к м агн и тн ом у и, в особенности, к структурному стар ен и ю . В марках буква Е указывает, что сталь м а г нитно-твердая. Остальные буквы о б о з н а чают легирующий элемент и его с о д е р ж а н и е в процентах. Глава 16. М А ТЕРИ А Л Ы С О С О БЫ М И Т Е П Л О В Ы М И СВО Й СТВАМ И 16.1. Сплавы с заданным температурным коэффициентом линейного расширения К этой группе материалов относят сплавы системы Fe-Ni. При больших содержаниях никеля в сплавах образует ся непрерывный ряд твердых растворов с ГЦК решеткой (см. рис. 15.9). Соглас но правилу Курнакова температурный коэффициент линейного расширения твердых растворов в функции состава изменяется по непрерывной криволиней ной зависимости. В сплавах Fe-Ni эта зависимость более сложная (рис. 16.1), что дает возможность создавать сплавы с малым температурным коэффициен том линейного расширения -инварны е сплавы. Заниженное значение температурного коэффициента линейного расширения в инварных сплавах имеет ферромагнитную при- а ■10е, °С~* Fe NL, % Ni Рис. 16.1. Зависимость температурного коэф фициента линейного расширения от содержа ния никеля в железоникелевых сплавах; 1 — а-фаза; 2 — у-фаза роду и объясняется большой магнитострикцией парапроцесса. Во всех ферромагнитных материалах, кро ме сплавов инварного типа, намагниченность М, в области парапроцесса с ростом поля, практически не меняется (рис. 16.2) (штрихо вая линия). В сплавах инварного типа намагничен ность в этой области увеличивается (сплош ная линия) в результате дополнительной ориентации спиновых моментов элек тронов, несколько разориентированных те пловым движением, и вызывает большие магнитострикционные явления. Магнитострикции - изменение размеров ферромагнетика при его намагничивании (см. гл. 15). В области технического намагни чивания (Н < Hs) магнитострикция носит ли нейный характер, в области парапроцесса (Н > H J - объемный. Такие же явления возникают под влия нием внутреннего магнитного поля ферро магнетика (рис. 16.3): в отсутствие внешнего поля форма и размер домена искажены магнитострикцией. Истинные размеры выя вляются лишь при нагреве до температур выше температуры точки Кюри (t > 0), когда устраняются все магнитострикционные де формации в связи с переходом в парамаг нитное состояние. Истинные размеры доме на условно показаны на рис. 16.3 в виде наименьшего квадрата. При охлаждении до температур ниже точки Кюри (f < 0) линей ная магнитострикция искажает форму доме на, вытягивая его в направлении вектора самопроизвольной намагниченности (превра щая квадрат в прямоугольник). Объемная магнитострикция увеличивает размеры доме на (прямоугольника). В кристаллах ферромагнетика, исключая сплавы инварного типа, магнитострикция, возникшая из-за внутреннего поля, не обна руживается, так как объемная магнитострик ция в них мала, а линейная-компенсируется деформацией доменов в различных напра влениях. В сплавах же инварного типа раз меры ферромагнетика оказываются увели- Материалы с особыми тепловыми свойствами Рис. 16.2. Основная кривая намагничивания ченными, так как в них велика объемная магнитострикция. Температурный коэффициент линейного расширения для ферромагнетиков в общем виде определяется формулой я = <х0 - Д, где а 0- нормальный коэффициент линейного расширения, определяемый энергией связи атомов; Л -ф ерром агнитная часть коэффи циента линейного расширения, основной со ставляющей которой является объемная маг нитострикция парапроцесса. Изменение размеров детали из инварного сплава при нагреве, описываемое формулой А, = /420(1 + af), показано в виде схемы (рис. 16.4). Нормальная составляющ ая раз мера А0, определяемая энергией связи ато мов, растет вследствие уменьшения энергии при нагреве. Этот рост компенсируется уменьшением магнитострикции, так как при нагреве уменьшается намагниченность фер ромагнетика из-за тепловых колебаний ато мов. В результате размер А при нагреве до тем пературы точки Кюри увеличивается незна чительно, а для некоторых инварных сплавов Рис. 16.3. Схема изменения формы и раз мера домена ферромагнетика под влиянием внутреннего магнитного поля 327 Рис. 16.4. Схема изменения размера крис талла инварного сплава при нагреве даже уменьшается, т. е. коэффициент линей ного расширения имеет отрицательное зна чение. Так, сплав, содержащий 54% Со, 9%Сг и 37% Fe, в интервале температур от 20 до 70°С имеет в * —1 ,2 -1 0 " l / ’C. Этот сплав из-за высокого содержания хрома имеет хо рошие антикоррозионные свойства. При нагреве выше температуры точки Кю ри ферромагнитная часть коэффициента те плового расширения исчезает вследствие перехода сплава в парамагнитное состояние, и коэффициент а резко возрастает. Все ска занное объясняет аномально заниженные значения коэффициента ос у инварных спла вов. В инварных железоникелевых сплавах, содержащих 29-45% Ni, обнаружена ферромагнитная аномалия коэффициен та ос. Минимальное значение коэффи циента а в интервале температур 0-100°С имеет сплав с 36% Ni. При бо лее высоких температурах этот мини мум наблюдается в сплавах с большим содержанием никеля. Сплав 36Н, называемый инваром (не изменный),-основной представитель сплавов с минимальным коэффициен том а. Низкое значение коэффициента а в области температур 20-25 °С, а так же хорошие механические, технологиче ские и антикоррозионные свойства по зволили использовать инвар как кон струкционный материал для деталей приборов, от которых требуется по стоянство размеров при изменении тем пературы в условиях эксплуатации. 328 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении ТАБЛИЦА 16.1. Свойства сплавов инварного типа (ГОСТ 10994 —74) Массовая доля элементов, % Сплав 36Н (иивар) 32Н КД (суперинвар) 29НК (ковар) ЗЗНК 47Н Д (платинит) Ni Со Си 3 5 -3 7 3 1 ,5 -3 3 2 8 .5 -2 9 ,5 3 2 .5 -3 3 ,5 4 6 -4 8 3 ,2 -4 ,2 1 7 -1 8 1 6 ,5 -1 7 ,5 0 ,6 - 0 ,8 4 ,5 - 5 ,5 «■10*. 1/°С Т ем пературный интервал измерения, °С 1,5 1 4 ,5 - 6 ,5 6 -9 9 -1 1 - 6 0 -И 00 -60-5-100 - 7 0 -т-420 -70-5-470 -70-5-440 Значения коэффициента а в значитель до размягчения стекла. Это обеспечи ной степени зависят от содержания при вает сохранение спая при нагреве и ох месей (особенно углерода) и технологии лаждении (в процессе изготовления и термической обработки сплава. в условиях эксплуатации) и получение Углерод в процессе термической обра герметичного соединения. ботки образует с железом и никелем Помимо этого основного требования пересыщенные твердые растворы вне к сплаву выдвигается требование в от дрения. В процессе эксплуатации, выде ношении пластичности и хорошей обра ляясь, углерод вызывает «ползучесть» батываемости давлением. значения коэффициента а. Это связано Основной представитель этой с изменением параметра кристалличе группы-сплав 29НК (его называют ко ской решетки и магнитострикции пара вар), который имеет таксой же коэффи процесса, поэтому содержание углерода циент а, как термостойкое стекло, воль в сплаве должно быть минимальным (не фрам и молибден. В этом сплаве часть более 0,05%). Минимальное значение никеля заменена кобальтом, что повы коэффициента а у инвара достигается шает температуру точки Кюри и расши после закалки от 830 °С, в процессе ко ряет область его применения до темпе торой все примеси переходят в твердый ратуры 420 °С. При тех же температурах раствор. Отпуск при 315 °С в течение начинается размягчение термостойкого 1 ч приводит к выделению мелкодис стекла. персных избыточных фаз; последующее Сплав пластичен и хорошо обрабаты старение при 95°С в течение 48 ч сни вается давлением, поэтому он заменил мает все остаточные внутренние напря менее пластичные и нежаростойкие во жения, возникающие в процессе техно льфрам и молибден в электровакуум логической обработки деталей, и стаби ном производстве. лизирует значение коэффициента Ц Сплав 47НД относится к группе спла Свойства инвара дополнительно улуч вов, имеющих такой же коэффициент а, шают легированием кобальтом, ко как платина и нетермостойкие «мягкие» торый частично заменяет никель, стекла. и медью. Сплав такого типа, назы Этот сплав называют платинитом ваемый суперинвар, имеет еще более и используют для сварки и пайки с низкое значение коэффициента такими стеклами в электровакуумной а (табл. 16.1). промышленности. Вследствие высокого Особую группу составляют сплавы содержания никеля сплав имеет высо для пайки и сварки со стеклом. Составы кую температуру точки Кюри. этих сплавов подобраны таким обра Для пайки с керамикой используется зом, чтобы коэффициент а сплава со сплав ЗЗНК, являющийся аналогом коответствовал коэффициенту а материа вара, но с повышенным содержанием ла, с которым производится соединение, никеля. Для такой пайки не требуется во всем интервале температур, вплоть очень точного совпадения коэффициен Материалы с особыми тепловыми свойствами 329 тов а, что упрощает технологию изгото вления сплава. В качестве терморегулятора в прибо ростроении используют биметалличе ские пластинки, сваренные из двух мате риалов с различным значением коэффи циента а. Для этих целей обычно используют инвар 36Н, имеющий мини мальное значение коэффициента а, и сплав с 25% Ni, у которого коэффи циент а очень большой (20■ 10 ~6 1/°С). При нагреве пластинка биметалла силь но искривляется и замыкает (либо раз мыкает) электрическую цепь. Рис. 16.5. Упругая часть диаграммы де формации ферромагнетика ному полю, ориентируя магнитные векторы доменов и вызывая магнитострикцию (ли нейную и объемную), которую в этом случае называют механострикцией. 16.2. Сплавы с заданным В результате общая деформация ферро температурным коэффициентом магнетика при воздействии на него внешних модуля упругости напряжений будет складываться из упругомеханической 80 и механострикционной 5т Сплавы Fe-Ni, помимо низких значе составляющих. ний температурного коэффициента ли Модуль нормальной упругости для ферро нейного расширения при некоторых магнетика определяется по формуле концентрациях никеля, обладают еще Е = ст/50 + 5М, одним замечательным свойством — т. е. значения модуля упругости занижены малым температурным коэффициен вследствие дополнительной деформации том модуля упругости. ферромагнитной природы. Во всех твердых телах, в том числе На рис. 16.5 показана диаграмма упругой и металлах, модуль упругости при на деформации ферромагнетика. Если до при греве уменьшается в связи с уменьше ложения нагрузки наложить очень большое нием энергии межатомных связей. внешнее магнитное поле, которое исчерпает В некоторых сплавах Fe-Ni, назы магнитострикционную деформацию, то мо ваемых элинеарными, наблюдается ано дуль упругости ферромагнетика будет опре малия в изменении модуля упругости деляться только упругомеханической дефор при нагреве, который либо растет, либо мацией и значения его будут большими: изменяется очень незначительно. Е<> = о / 8 0 . Элинварные сплавы широко приме Таким образом, во всех ферромагнитных няют для изготовления упругих элемен материалах модуль нормальной упругости тов и пружин точных приборов и меха несколько занижен из-за наличия деформа низмов (пружин, камертонов, резонато ции ферромагнитной природы: ров электромеханических фильтров Е « Е 0 -ЛЕ. и пр.). Постоянство модуля упругости В эдинварных сплавах вследствие большой обеспечивает малую температурную по механострикции парапроцесса грешность прибора в условиях эксплуа объемной ДЕ-эффект, в отличие от остальных ферро тации. магнетиков, приобретает большое значение Природа аномальности изменения модуля и вызывает аномальное изменение модуля упругости при нагреве, так же как и природа упругости при нагреве. инварности, ферромагнитного происхожде Возможный характер зависимости модуля ния. упругости Е ферромаг нигного материала от Внешние растягивающие напряжения дей температуры нагрева показан на рис. 16.6. ствуют на ферромагнетик подобно магниг- Уменьшение Еп при иагревс обусловлено ос- 330 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении имеют нулевые значения коэффициента у. Однако незначительные отклонения в концентрации никеля, что неизбежно в металлургическом процессе, резко из меняют значения у. Поэтому сплавы Fe-N i дополнительно легируют хро мом, который делает эту зависимость менее резкой и -позволяет получать в сплавах различных плавок устойчивое значение у, близкое к нулю. Первым сплавом такого типа был Рис. 16.6. Схема изменения модуля упру сплав 36НХ (36% Ni и 12% Сг), на гости ферромагнетика при нагреве званный элинваром. К сожалению, этот сплав наряду с отмеченными преимуще лаблением сил межатомного взаимодей ствами обладает недостатками. Воствия. Снижение А£ с повышением темпера туры, вызванное уменьшением намагничен первых, он имеет низкие значения меха ности ферромагнетика, приводит не к сниже нических характеристик, которые нельзя нию, а, наоборот, к росту модуля нормаль улучшить термической обработкой, так ной упругости Е. Из этой же схемы следует, как у сплава устойчивая однофазная что модуль упругости ферромагнетика мо аустенитная структура. Во-вторых, сплав жет также сохраняться постоянным до тем имеет невысокую температуру точки пературы точки Кюри. Кюри (~100°С ), что ограничивает ра Температурный коэффициент модуля бочий интервал температур. нормальной упругости, называемый для Впоследствии сплав начали легиро краткости термоупругим коэффициен вать титаном и алюминием (36НХТЮ), том у, определяет характер изменения что позволило упрочнять его термиче модуля упругости при нагреве. В ферро ской обработкой, но дополнительно магнитных материалах этот коэффи снизило температуру точки Кюри. В ре циент может иметь знак плюс в тех слу зультате термической обработки сплав чаях, когда модуль упругости при на греве растет, а также знак минус, когда г-104," С '1 модуль упругости, как и у неферромаг нитных материалов, снижается: Е, — Е2о(1 + Yt). где Е20~ модуль упругости при 20 °С. В элинварных сплавах термоупругий коэффициент всегда имеет положитель ное значение и может быть равным нулю. Для сплавов F e—Ni значения термо упругого коэффициента определяются со держанием никеля (рис. 16.7). В сплавах, содержащих от 29 до 45% Ni, коэффи циент у имеет положительное значение, что свидетельствует о наличии большой аномалии в изменении модуля нормаль ной упругости при нагреве. Сплавы с содержанием 29 и 45% Ni Рис. 16.7. Зависимость термоупругого коэф фициента у от содержания никеля в сплавах Fe-N i Материалы с особыми тепловыми свойствами 331 ТАБЛИЦА 16.2. Химический состав (ГОСТ 10994 —74) и рабочая температура элитарных сплавов Содержание элементов (остальное Fe). Сг Ti 4 1 .5 - 4 3 ,5 4 3 .5 - 4 5 ,5 5 ,3 - 5 ,9 5 - 5 ,6 2 ,4 - 3 2 2 —2 7 потерял свою ферромагнитность, а следовательно, и элинварность. Его используют как сплав с хорошими упру гими свойствами для пружин и упругих элементов, от которых требуются немагнитность и высокая коррозионная стойкость в агрессивных средах (см. гл. 11). Дальнейшее распространение элинварные сплавы получили в виде сплавов с содержанием 5-6% Сг и 42-44% Ni. Термоупругий коэффициент таких спла вов близок к нулю (см. рис. 16.7). Повы шенное содержание никеля обеспечивает более высокую температуру точки Кю ри, что расширяет температурную область их применения. Для получения хороших механических свойств эти сплавы дополнительно легируют тита ном и алюминием, что позволяет упроч нять их термической обработкой (табл. 16.2). Содержание углерода в сплавах должно быть минимальным. fpa6> С Al О — OO 42 Н Х Т Ю 44Н Х ТЮ Ni o p V 1л 1 1 Сплав <100 <200 Приведенные сплавы обладают хоро шими антикоррозионными свойствами и, что особенно важно, малым внутрен ним трением (см. гл. 11). Сплавы 42НХТЮ и 44НХТЮ для по лучения минимальных значений коэффи циента у и внутреннего трения подвер гают термической обработке: закалке от 950 °С, при которой избыточные фазы растворяются в аустените, и по следующему отпуску-старению при 700 °С в течение 4 ч. В процессе старе ния в мелкодисперсном виде выделяется промежуточная метастабильная у -фаза. Правильно проведенная обработка указанных сплавов позволяет получать значения коэффициента у в пределах ± 1,5- 10~5 оС~ 1 в интервале температур 20-100 °С. Основной недостаток данных сплавов-нестабильность значения коэф фициента у при возможных колебаниях химического состава в пределах марки сплава. Глава 17. М А Т ЕРИ А Л Ы С О С О Б Ы М И Э Л Е К Т Р И Ч Е С К И М И С ВО Й С ТВА М И М атериалы по электрическим свой ствам подразделяю т на три группы: проводники, полупроводники и диэлек трики. Различаю т эти материалы по ве личине удельного электрического сопро тивления, по характеру зависимости его от температуры и по типу проводим о сти. Проводники - удельное электрическое сопротивление в пределах 10~8 — — 10“5 О м -м , с ростом температуры увеличивается. И спользую т для провод ников постоянного и переменного тока, резисторов, нагревательных элементов, контактов и т. п. П олупроводники - удельное электри ческое сопротивление в пределах 10- 5 — 108 О м -м , с ростом темпера туры уменьшается. П рименяю т для вы прямления, усиления электрических сиг налов, превращения различных видов энергии в электрическую и т. д. Диэлектрики - удельное электрическое сопротивление в пределах 108 — 1016 О м -м , используют как изоля торы. 17.1. Материалы высокой электрической проводимости щенных энергий при сближении атомов на расстояние а вообще исчезают. Плотность заполнения электронами энер гетических зон и их перекрытие определяют электрическую проводимость твердых тел (рис. 17.2). В кристаллах непереходных металлов (Си, Ag, Au, Al, Na) валентная зона заполнена не полностью, поэтому даже небольшое внеш нее электрическое поле вызывает перемеще ние электронов в зоне на более высокие энергетические подуровни. Энергия, необхо димая для такого перемещения, ничтожно мала, так как незанятые подуровни непос редственно примыкают к заполненным. Для натрия эта энергия составляет 1,6 -10 ~28 Дж. Несколько меньшей электрической прово димостью обладают переходные металлы: Fe, Ni, Сг и т. д. Они имеют незаполненные подуровни 3d зоны, которая перекрывается с заполненной валентной зоной 4s. При на ложении электрического поля становится возможным перемещение электрона не толь ко в пределах зоны 3d, но и переход из зоны 4s в нижерасположенную зону 3d. Это умень шает число электронов, создающих электри ческий ток и, тем самым,-электрическую проводимость. В отличие от металлов в кристаллах неме таллов (ковалентных и молекулярных) ва лентные зоны полностью укомплектованы и отделены от зоны проводимости, в кото рой есть свободные подуровни, широкой зо- Электрические свойства проводни ковых материалов. Электрическая про водимость твердых тел, в первую оче редь, определяется электронным строе нием атомов. В твердых телах в результате взаимодей ствия электромагнитных полей атомов энер гетические электронные подуровни расще пляются, образуя энергетические зоны (рис. 17.1). При переходе к более высоким энергиям ширина зоны разрешенных подуровней рас тет и зоны перекрываются, а зоны запре Рис. 17.1. Образование энергетических зон при сближении атомов натрия Материалы с особыми электрическими свойствами 333 dn dE dn dE ш Ж Валентная зона у Зона _ | . Зона " запрещенных проводимости энергий Валентная зона а) 1 6) С Ъ . Рис. 17.2. Функция распределения электронов по энергиям dn/dE: проводнике: 6 — в полупроводнике и диэлектрике; I - заполненные подуровни: 2 —свободные подуровни а —в ной запрещенных энергий (рис. 17.2,6). При нагреве происходит термическое возбужде ние электронов. В некоторых кристаллах часть валентных электронов, преодолев зону запрещенных энергий, попадает в свободную зону, и появляется проводимость; их назы вают полупроводниками. Ширина запрещенной зоны определяет электрическую проводимость полупроводни ков. Для химически чистого германия шири на запрещенной зоны равна 1,2-10~ 19 Дж. В алмазе она столь велика, что по электриче ской проводимости он близок к диэлектри кам. Серое олово по электрической проводи мости близко к металлам, так как запрещен ная зона мала. Дефекты и примеси умень шают ширину запрещенной зоны и изме няют число электронов проводимости. Электроны в проводниках при наложении электрического поля испытывают тормозя щее влияние кристаллической решетки. В идеальном кристалле при температуре абсолютного нуля электроны, обеспечиваю щие проводимость, должны двигаться бес препятственно. Такая решетка не должна оказывать сопротивление продвижению электронов проводимости, так как энергети ческие зоны электронов точно повторяют ся от атома к атому (рис. 17.3, а). Сопротивление возникает при нарушении регулярного повторения зон вследствие рассеяния электронов. Такие нарушения со здают атомы примесей (или легирующие элементы) (рис. 17.3,6), а также тепловые ко лебания атомов, при которых неизбежны от клонения их амплитуды от среднего значе ния (флуктуации энергии). В ферромаг нитных металлах Fe, Ni, Со электроны проводимости испытывают также рассеяние. вызванное магнитным взаимодействием с ионным остовом решетки. Таким образом, общее электрическое со противление металла складывается из сопро тивлений, обусловленных тепловым и при месным рассеянием (рис. 17.4). Электриче ское сопротивление, определяемое тепловым рассеянием, исключая низкие температуры, растет с повышением температуры линейно. Влияние легирующих элементов оценивается электрическим сопротивлением р/.. Деформация и остаточные напряжения, возникающие при технологической обработ ке, создают искажения в кристаллической структуре (вакансии, дислокации, блоки, гра ницы), которые также повышают сопроти вление вследствие дополнительного рассея ния. Однако доля этого сопротивления pd (которое показано для сплава Си + 1% Ni) невелика по сравнению с р, и рl о о о о о о о о о о о о о О О О о9 о о о о о О О О \о о о О Л# V о w п оW оW (о гч о о о о о о о (S K o б) Рис. 17.3. Движение электрона в решетке кристалла: а — идеальной; б —реальной с примесью чужого атома 334 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении р, ммОмм Рис. 17.4. Изменение электрического сопро тивления меди и сплавов при нагреве Температура нагрева оказывает влияние лишь на электрическое сопротивление, кото рое определяется тепловым рассеянием рт. Электрическое сопротивление, обусловлен ное примесным рассеянием pi, при всех тем пературах остается постоянным. Таким образом, для металлов, в которых есть при месь, а также для сплавов общее сопротивле ние складывается из рь которое не изме няется при нагреве, и рп> которое линейно растет при повышении температуры. Для технических металлов и их сплавов влияние температуры нагрева на электриче ское сопротивление с некоторым приближе нием можно выразить следующей форму лой: рт = р0(1 + арГ), (17.1) где рт~- удельное электрическое сопротивле ние при температуре Т (включает тепловое и примесное рассеяния); р0-удельное элек трическое сопротивление при О К (включает только примесное рассеяние). Из этой формулы можно определить зна чение температурного коэффициента элек трического сопротивления а р: ар = (АР/Г)(1/Ро). (17.2) Для чистых металлов удельное электриче ское сопротивление р0 невелико, и а р для всех металлов, за исключением ферромаг нитных, имеет практически одинаковое зна чение, равное 0,004 °С-1. У ферромагнетиков, например у железа, этот коэффициент не сколько больше 0,006°С_1. Для сплавов величина Ар/АТ определяет рост сопротивления вследствие теплового рассеяния, создаваемого атомами раствори теля и зависящего только от вида раствори теля. Для любого сплава данной системы эта величина одна и та же, поэтому на рис. 17.4 все температурные зависимости сплавов на основе меди параллельны. Влия ние легирующих элементов на электрическое сопротивление находит свое отражение толь ко в значении р0. Малые значения температурного коэффи циента электрического сопротивления будут иметь не химически чистые металлы, у ко торых р0 мало, а сплавы, образующие твердые растворы. Для тех сплавов, у ко торых удельное электрическое сопротивле ние р0 имеет максимальное значение, темпе ратурный коэффициент электрического со противления будет минимальным. Влияние легирую щ их элементов на проводимость сплавов различно и опре деляется видом образую щ ихся фаз. П ри образовании твердых растворов удельное электрическое сопротивление сплавов при 20 °С, как это показано на рис. 17.5 в функции состава, согласно правилу Н. С. К урнакова изменяется по нелинейной зависимости. Сплав при обретает максимальное значение элек трического сопротивления в больш ин стве случаев при концентрации элемен тов, равной 50 ат. %. Видимо, в таком сплаве примесное рассеяние вследствие р,мкОмм t , ‘C 1500 1Ш 1300 1200 1100 1000 ТЭДС, мВ 40 30 20 10 о \ 0,003 Си20 40 6000Ni N1,% Рис. 17.5. Диаграмма состояния и свойства сплавов Си—Ni ~1°0 20 40 60Nl, % ~°’ Материалы с особыми электрическими свойствами 33J5 искажении кристаллическои решетки и нарушения периодичности энергетиче ских зон достигает максимального зна чения. В тех сплавах, в которых хотя бы один из элементов является переходным металлом, температурный коэффициент электрического сопротивления может принимать отрицательные значения, т. е. электрическое сопротивление при нагреве несколько уменьшается. В тех случаях, когда необходим материал с повышенным электрическим сопроти влением, следует использовать сплавы со структурой твердых растворов. При образовании в сплаве промежу точных фаз электрическое сопротивле ние резко изменяется. В промежуточных фазах с ионным или ковалентным ти пом связи проводимость возникает изза дефектности структуры вследствие недостатка или избытка атомов одного сорта. Те и другие фазы являются полу проводниками, при этом проводимость в ковалентных кристаллах создают электроны, а в ионных кристаллах так же и ионы. Промежуточные фазы с металличе ским типом связи (электронные фазы, фазы Лавеса, a -фазы, фазы внедрения) достаточно электропроводны, а при упорядочении в расположении атомов при определенном стехиометрическом составе возможно возникновение сверх проводимости. При образовании смесей из перечис ленных фаз электрическое сопротивле ние сплава по правилу Н. С. Курнакова растет по закону сложения. На рис. 17.6 это показано на примере сплавов, обра зующих твердые растворы ограничен ной растворимости и эвтектические сме си. Подобные сплавы сохраняют высо кую электрическую проводимость чистых металлов, но по сравнению с хи мически чистыми металлами имеют не которые дополнительные преимуще ства: более низкую температуру плавле ния, лучшую жидкотекучесть (для спла вов эвтектического состава), более высо кую твердость и износостойкость, если 1 0,00 !• ' > Р ар 0,01 У— 1 1 / 1 ..... 1 Ад 10 40 ВО вО Си Си,% 0,001 Рис. 17.6. Диаграмма состояния и свойства сплавов Ag —Си один из сплавляемых металлов обла дает таковыми, и т. д. Таким образом, влияние легирующих элементов на электрическую проводи мость разнообразно, и это позволяет получать материалы, удовлетворяющие самым различным требованиям элек тротехнической промышленности. Влияние деформации и остаточных напряжений на электрическую проводи мость чистых металлов незначительно. В связи с этим, не ухудшая электриче ских свойств, можно использовать пла стическую деформацию и возникающий при этом наклеп для повышения про чности проводниковых материалов. В сплавах влияние деформаций и остаточных напряжений на электриче скую проводимость значительно силь нее. Наклеп, вызывая значительное упрочнение, очень сильно (до 25%) сни жает электрическую проводимость спла ва. Таким образом, упрочнение провод никовых сплавов наклепом можно до стичь только ценой потери электриче ской проводимости. Проводниковые материалы. В зависи мости от удельного электрического со 336 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении ТАБЛИЦА 17.1. Электрические свойства металлов при 20 С Свойства Ag Си Аи А1 Fe Sn Zn W р, мкОм • м 0,006 0,004 0,017 0,004 0,022 0,004 0,028 0,004 0,098 0,006 0,120 0,004 0,059 0,004 0,055 0,005 ■ «р. " С " 1 ние кислорода в меди строго ограниче но. Наибольшей электрической проводи мостью обладает бескислородная медь М006. Электрическое сопротивление такой меди близко к значению, приве денному в табл. 17.1. Такую медь полу чают переплавом электролитически очи щенной меди в вакууме или переработ кой катодной меди методами порошко вой металлургии. Медь указанных марок используют в виде проката: проволок разных диа метров, шин, полос и прутков. Прокат из меди M l поставляется ли бо в отожженном , либо нагартованном состоянии. Отожженная медь имеет бо лее высокую проводимость, нагартованная-большую прочность (табл. 17.2). Механические свойства меди зависят от диаметра провода. Малым диаметрам соответствуют большая прочность и меньшая пластичность как в нагарто ванном, так и в отожженном состоя ниях. Отожженную медь используют для обмоточных проводов и кабельных из делий, нагартованную м едь-для под весных токонесущих и контактных про водов, коллекторных пластин. ТАБЛИЦА 17.2. Механические свойства и удельное электрическое со противление меди и алю миния Медь Алюминий Свойства отож нагарто- отож нагартоженная ванная женный ванный p, мкОм-м a D, МПа 0,0175 0,0182 0,0295 0,0295 130 250 — 34060 280 390 2 0 -3 0 28 5 1% О <N 1 т О противления и применения проводни ковые материалы подразделяют на сле дующие группы: 1) металлы и сплавы высокой проводимости; 2) припои; 3) сверхпроводники; 4) контактные ма териалы; 5) сплавы с повышенным электрическим сопротивлением. Металлы и сплавы высокой проводимости. Проводниковые металлы кроме высокой электрической проводимости (малое электрическое со противление) должны иметь достаточ ную прочность, пластичность, которая определяет технологичность, а также коррозионную стойкость в атмос ферных условиях и в некоторых случаях высокую износостойкость. Кроме того, металл должен хорошо свариваться и подвергаться пайке для получения со единения высокой надежности и элек трической проводимости. Практическое применение имеют хи мически чистые металлы: Си, Al, Fe. Эти металлы обладают высокой элек трической проводимостью при мини мальном содержании примесей и дефек тов кристаллической решетки. В связи с этим такие металлы (табл. 17.1) ис пользуют в технически чистом виде и, для достижения максимальной электри ческой проводимости, в отожженном со стоянии. Медь-проводниковый материал (ГОСТ 859-78). Наиболее чистая бескис лородная медь М006 имеет суммарное содержание примесей 0,01%, МОб — 0,03% и M l- 0,1 %. Наиболее вредная примесь в меди— кислород. Помимо ухудшения проводи мости кислород при отжиге полуфабри катов и изделий из чистой меди в водороде вызывает растрескивание и потерю прочности, поэтому содержа Материалы с особыми электрическими свойствами Для изделий, от которых требуется прочность выше 400 МПа, используют ся латуни и бронзы с кадмием и берил лием, обеспечивающими большие про чность и износостойкость, чем медь, при некоторой потере электрической проводимости. Алюминий высокой чистоты АДОч, в котором общее содержание примесей составляет 0 ,02 %, и алюминий техниче ской чистоты АД000, АД00, АДО, в ко тором примесей соответственно ОД; 0,3; 0,5 %, используют в электротехнике (ГОСТ 4784-74). Все примеси, так же как и в меди, сни жают проводимость алюминия, которая несколько ниже, чем у меди (см. табл. 17.1). Алюминий высокой чистоты обладает хорошей пластичностью, поэтому из не го изготовляют конденсаторную фольгу толщиной 6-7 мкм. Технически чистый алюминий используют в виде проволо ки в производстве кабелей и токонесу щих проводов. Алюминий уступает меди в электриче ской проводимости и прочности, но он значительно легче, больше распростра нен в природе. При замене медного провода алюминиевым последний дол жен иметь диаметр в 1,3 раза больше, но масса его и в этом случае будет в 2 раза меньше. Так же, как и медь, алю миний используют или в отожженном, или нагартованном состоянии (см. табл. 17.2). Для токонесущих проводов воз душных линий электропередачи с боль шими расстояниями между опорами ис пользуют алюминиевые сплавы (Al-Mg-Si) более прочные, чем чистый алюминий (см. п. 12. 1). Легирование алюминия магнием и кремнием в небольших количествах (менее 1% каждого) несколько ухуд шает электрическую проводимость, но упрочняет сплав, практически не ухуд шая пластичность и коррозионную стойкость: ств = 350 МПа при р = = 0,032 мкОм •м. 337 Алюминий обладает высокой корро зионной стойкостью вследствие образо вания на поверхности защитной оксид ной пленки А12Оэ. Эта пленка затруд няет пайку алюминиевых проводов обы чными методами. Необходим спе циальный припой или ультразвуковые паяльники. Места контакта алюминие вого провода с медным следует покры вать лаком для защиты от атмосферной коррозии. Во влажной атмосфере алю миний в контакте с медью быстро раз рушается вследствие электрохимической коррозии. Железо значительно уступает меди и алюминию по проводимости, но имеет большую прочность; что в некоторых случаях оправдывает его применение как проводникового материала. В таких случаях используют низкоуглеродистые качественные стали с со держанием углерода 0.1-0,15%, а также стали обыкновенного качества (см. п. 8.3). Эти стали обеспечивают доста точно высокую прочность ст, — = 300ч-700 МПа и идут на изготовле ние шин, трамвайных рельсов, рельсов метро и железных дорог с электриче ской тягой. Сечение провода опреде ляется не электрической проводи мостью. а механической прочностью материала. Биметаллич еский провод (стальной провод, покрытый медью) используют при передаче переменных токов повы шенной частоты. Такая конструкция по зволяет уменьшить электрические поте ри, связанные с ферромагнетизмом же леза, и расход дефицитной меди. Прово димость определяет металл наружного слоя, так как токи повышенной частоты вследствие скин-эффекта распростра няются по наружному слою провода. Сердцевина из стали воспринимает си ловую нагрузку. Покрытие создается гальваническим способом или плакиро ванием. Наружный медный слой предо храняет железо от атмосферной корро зии. Биметаллический провод используют 338 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении в линиях связи и электропередачи. Кро ме этого, из биметаллического материа ла изготовляют шины для распредели тельных устройств, различные токопро водящие части электрических аппаратов. П р и п о и . Сплавы, используемые при пайке металлов высокой проводимо сти,—припои должны обеспечивать не большое переходное сопротивление (со противление контакта). Различают припои двух типов: для низкотемпературной пайки, имеющие температуру плавления до 400 °С, и для высокотемпературной пайки с более вы сокой температурой плавления. Для по лучения хорошего соединения припой должен иметь более низкую температу ру плавления, чем металл, подвергаю щийся пайке; в расплавленном состоя нии припой должен хорошо смачивать поверхности. Температурные коэффи циенты линейного расширения металла и припоя должны быть близки. Для этих целей используют припои на основе Sn, Pb, Zn, Ag, имеющих хоро шую электрическую проводимость. Сплавы этих металлов образуют эвтек тические смеси, электрическое сопроти вление которых мало отличается от ме таллов, образующих сплав. В приборостроении для низкотемпера турной пайки применяют оловянно свинцовые и оловянно-цинковые (ГОСТ 21931-76) припои. Сплавы олова и свинца образуют диа грамму состояния эвтектического типа с твердыми растворами ограниченной растворимости. Сплав эвтектического типа (состав 61% Sn и 39% РЬ) имеет низкую температуру плавления 183°С и хорошую жидкотекучесть, что обеспе чивает качественное формирование шва и высокие механические свойства. Такой сплав обозначают ПОС-61. Применяют также сплавы доэвтектического ПОС-18, ПОС-ЗО, ПОС-40, ПОС-50 и заэвтектического ПОС-90 составов. Цифра в мар ке указывает на содержание олова. При пои такого типа имеют переходное электрическое сопротивление р= = 0,14-f-0,21 мкО м-м и применяются для пайки очень тонких проводов из ме ди и медных сплавов, а также в тех слу чаях, когда недопустим высокий нагрев в зоне пайки. Сплавы олова и цинка также обра зуют диаграмму эвтектического типа. Наилучшим припоем является сплав П01Д-90, отвечающий эвтектическому составу: 90% Sn и 10% Zn. Сплав имеет самую низкую температуру пла вления 199 °С из всех сплавов этой си стемы. Сплавы ПОЦ-70, ПОЦ-бО, П01Д-40, так же как и П01Д-90, исполь зуют для пайки алюминия и его спла вов. В тех случаях, когда требуется очень низкая температура ( < 100 °С) нагрева, для пайки используют сплавы висмута со свинцом, оловом, кадмием. В процес се сплавления металлы образуют между собой легкоплавкие тройные и более сложные эвтектики, чем и объясняется низкая температура плавления сплавов. Следует отметить, что такие припои не обеспечивают высокой прочности соеди нения. Кроме того, сплавы с висмутом хрупки. Припои для высокотемпературной пайки обеспечивают более прочные со единения, чем припои для низкотемпе ратурной пайки, так как вследствие вы сокой температуры нагрева происходит взаимная диффузия элементов основно го металла и припоя. Переходное элек трическое сопротивление таких припоев ниже, чем низкотемпературных припоев. В качестве высокотемпературных при поев используют медь, медно-цинковые и медно-фосфористые припои, а также припои, содержащие серебро. Медно-цин ковые припои (ГОСТ 21737 —78) ПМЦ-36, ПМЦ-48, ПМЦ-54 (цифра указывает со держание меди) имеют переходное элек трическое сопротивление в пределах 0,03-0,04 мкОм-м, температура плавле ния их при увеличении содержания меди возрастает от 825 до 880 °С. Примене ние медно-фосфористых припоев ПМФ7 (цифра указывает процентное содержа- Материалы с особыми электрическими свойствами 339 ние фосфора) позволяет вести пайку ме- вещества не обладают высокой прово ди без флюса, что практически удобнее димостью. и проще. Переход металла в сверхпроводящее Припои, содержащие серебро, очень состояние связывают с фазовым превратехнологичны, так как обладают хоро- щением. Новое фазовое состояние хашей растворимостью и смачивае- рактеризуется тем, что свободные элекмостью; пригодны для пайки любых троны перестают взаимодействовать металлов и сплавов, обеспечивают со- с ионами кристаллической решетки, но единения с хорошими механическими вступают во взаимодействие между сосвойствами и имеют невысокое переход- бой. В результате этого электроны ное сопротивление. Кроме серебра, со- с противоположно направленными спидержание которого указывает цифра нами спариваются. Результирующий в марке, припой содержит медь или спиновый момент становится равным медь с цинком. В припоях ПСр-72, нулю, и сверхпроводник превращается ПСр-61, ПСр-45, ПСр-10 переходное со- в диамагнетик. Все электронные пары противление возрастает от 0,022 до располагаются на низких энергетиче0,065 мкОм-м, температура плавления ских уровнях, где они перестают испысоответственно изменяется от 779 до тывать тепловые рассеяния, так как 920 °С (см. рис. 17.6). энергия, которую пара может получить Сверхпроводники. Особую от взаимодействия с ионами решетки, группу материалов высокой электриче- слишком мала, чтобы вызвать это расской проводимости представляют сверх- сеяние. проводники. Сверхпроводящее состояние разруС понижением температуры электри- шается не только в результате нагрева, ческое сопротивление всех металлов мо- но также в сильных магнитных полях нотонно падает (рис. 17.7). Однако есть и при пропускании электрического тока металлы и сплавы, у которых электри- большой силы (критические значения ческое сопротивление при критической поля и тока). температуре резко падает до нуля-маИз всех элементов, способных перехотериал становится сверхпроводником, дить в сверхпроводящее состояние, ниоСверхпроводимость обнаружена бий имеет самую высокую критическую у 30 элементов и около 1000 сплавов, температуру перехода 9,17 К Сверхпроводящие свойства обнаружи- (-263,83 °С). Практическое использовавают многие сплавы со структурой упо- ние нашли сверхпроводящие сплавы рядоченных твердых растворов и про- с высоким содержанием ниобия: 65БТ межуточных фаз (о-фаза, фаза Лавеса и 35БТ (ГОСТ 10994-74). Сплав 65БТ и др.). При обычных температурах эти содержит 22-26% Ti; 63-68% Nb; 8.5-11,5% Zr и имеет критическую тем пературу перехода 9,7 К (-263,3 °С). Для Г = 4,2 К Критические значения плотно сти тока составляют 2,8 • 10б А/м2, на пряженность магнитного поля (6 —7,2) • 10б А/м. Проволоку из спла ва 35БТ состава 60 —64% Ti; 33,5 — 36,5% N b ; 1,7 —4,3% Zr из-за повы шенной хрупкости заливают в медную матрицу. Рис. 17.7. Изменение электрического сопроОба сплава применяют для обмоток тивлеиия в металлах (М) и сверхпроводниках м о щ н ы х генераторов, магнитов боль(МС1) в области низких температур шой мощности (например, поезда на 340 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении магнитной подушке), туннельных дио дов (для ЭВМ). Способность сверхпроводников, яв ляющихся диамагнетиками, выталки вать магнитное поле, используют в маг нитных насосах, позволяющих генери ровать магнитные поля колоссальной напряженности, а также в криогенных гироскопах. Якорь гироскопа, изгото вленный из сверхпроводника, «плавает» в магнитном поле. Отсутствие опор и подшипников устраняет трение и по вышает долговечность гироскопа. Контактные материалы. Электрические контакты подразделяют на разрывные, скользящие и непо движные. Основное требование для всех контактов 1 малое переходное электриче ское сопротивление. Разрывные контакты. Эти контакты предназначены для периодического за мыкания и размыкания цепи и рабо тают в наиболее трудных условиях. В процессе работы разрывных контак тов возникает искра или электрическая дуга, что вызывает коррозию и электроэрозионный износ. В результате происходит окисление контакта. Это повышает переходное электрическое сопротивление, вызывает разогрев и сваривание (или прилипание) контакта. Электроэрозионное изнашива ние приводит к появлению на кон тактных поверхностях кратера на одном контакте и и глы -н а другом. Это объяс няется тем, что металл контакта пла вится, испаряется, распыляется на рабо чей поверхности и переносится с одного контакта на другой. Сопротивление электроэрозионному изнашиванию в металлах растет с повышением темпе ратуры плавления, в сплавах оно допол нительно повышается с ростом твердо сти и прочности. Из сказанного следует, что материал для разрывных контактов должен иметь не только небольшое пере ходное электрическое сопротивление, но и хорошее сопротивление коррозии и электроэрозионному изнашиванию. В зависимости от электрической мощ ности разрывные контакты подразде ляют на слабонагруженные и высоконагруженные. Слабонагруженные контакты изгото вляют из благородных металлов: золо та, серебра, платины, палладия и их сплавов, которые обладают низким переходным электрическим сопротивле нием и повышенной стойкостью против окисления. Высоким сопротивлением электроэрозионному изнашиванию эти металлы и сплавы не обладают, поэто му их можно использовать только в слабонагруженных контактах. Обычно материалами для таких кон тактов служат серебро и сплавы на его основе. Основным преимуществом сере бра является его высокая электрическая проводимость. Однако при воздействии электрической дуги оно окисляется и подвергается электроэрозионному из нашиванию. Окисление не приводит к значительному росту переходного электрического сопротивления, так как оксид серебра электропроводен и при нагреве восстанавливается. Чистое сере бро применяют в слабонагруженных контактах при небольшой частоте пере ключений. Серебро технологично при производстве проката и наиболее деше во из всех благородных металлов. Широко применяют также сплавы се ребра с медью (см. рис. 17.6). Такие сплавы сохраняют высокую электриче скую проводимость и имеют более вы сокие твердость и сопротивление элект рическому изнашиванию, чем чистое серебро. Однако медь ухудшает стой кость сплавов против окисления, поэто му такие сплавы используют только в слабонагруженных контактах. Высоконагруженные контакты изгото вляют из вольфрама, молибдена, их сплавов и порошковых композиций. Вольфрам благодаря своей тугоплав кости хорошо сопротивляется электро эрозионному изнашиванию. Несмотря на окисление, вольфрам имеет невысо кое и устойчивое переходное сопроти вление, так как он достаточно электро- Материалы с особыми электрическими свойствами 341 пользуют спеченные композиции воль фрама с серебром или медью, либо спе кают пористый вольфрам, который за т о тем в вакууме пропитывают жидкой 2600 медью или серебром. Разработан способ обработки сере гш бряно-медных контактов - метод внут реннего окисления. Сплав С О М -10, со держащий. 10% Си, подвергают дли тельному (50 ч) окислению при темпе ратуре 700 °С на воздухе. Благодаря большой растворимости и скорости диффузии кислорода в серебре (в а-фазе) он проникает в металл и окисляет менее благородную медь (P-фазу). В результа те такой обработки получается компо зиционный материал: в серебряной мат рице равномерно распределены оксиды меди. Наличие оксидов меди повышает сопротивление свариванию и стойкость против электроэрозионного изнашива Рис. 17.8. Диаграмма состояния и свойства ния. Такие сплавы применяют в тяжелосплавов W —Мо нагруженных контактах. Кроме того, та кие материалы можно использовать проводен, а оксидная пленка вольфрама в скользящих контактах, так как у них при работе контакта разрушается. Кро высокое сопротивление свариванию. Скользящие контакты. К материалам ме этого, такие контакты не сваривают ся при эксплуатации, их применяют при для скользящих контактов предъявляют те же требования, что и для разрывных. большой частоте переключения. Такое же назначение имеют сплавы Но основное требование-высокое со вольфрама с молибденом (рис. 17.8). противление свариванию. Кроме окис Эти сплавы, содержащие 40-50% Мо, ленного серебряно-медного сплава для обладают высоким сопротивлением скользящих контактов применяют ком электроэрозионному изнашиванию, но позиции из порошков меди или серебра вследствие образования непрерывного с небольшой добавкой графита, препят ряда твердых растворов, электрическое ствующего свариванию (МГЗ, МГ5, сопротивление сплавов и переходное СГЗ, СГ5). Цифра в марках указы электрическое сопротивление велики. вает на содержание графита в процентах. Неподвижные контакты. Эти кон Сплавы обладают пониженным сопро тивлением газовой коррозии, так как такты должны иметь низкое значение молибден и вольфрам образуют легко переходного электрического сопроти испаряющиеся оксидные пленки. Такие вления. Кроме того, оно должно быть сплавы можно использовать для стабильным при небольших контактных мощных контактов, но в среде инертных усилиях. Поэтому для зажимных кон газов или в вакууме. Сплавы вольфрама тактов выбирают коррозионно-стойки it с 45% Мо используют также для нитей материал, не образующий оксидных накаливания электрических ламп и като пленок высокого электрического сопро дов, как сплавы повышенного электри тивления на контактной поверхности. Всем этим требованиям удовлетворяют ческого сопротивления. В наиболее мощных контактах ис медь, латунь, цинк. "С 3000 342 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении ТАБЛИЦА 17.3. Свойства реостатных сплавов Массовая доля элементов*, % Сплав МНМц тан) МНМц Электрические свойства 1раб> 'С 0,48 3 500 0,43 2 200 Мп Си мкОм* м 40—1,5 (констан 39-41 1-2 3—12 (м анганин) О с та л ь ное 2,5-3,5 11,6-13,5 » <у ю5, 1/°С Ni * По ГОСТ 492-73. Сплавы с повышенным электрическим сопротивление м используют для прецизионных эле ментов сопротивления (обмоток по тенциометров, шунтов, катушек сопро тивления, резисторов, термопар, тензометрических датчиков) и нагрева тельных элементов электрических при боров и печей. Повышенным сопротивлением обла дают металлические сплавы со структу рой твердых растворов. Электрическое сопротивление таких сплавов (см. рис. 17.5) выше сопротивления метал лов его составляющих. Сплавы высоко го сопротивления должны обладать малым температурным коэффициентом электрического сопротивления, а также высокой жаростойкостью, что особенно важно для нагревательных элемен тов. При использовании сплавов в элект роизмерительных приборах в паре с медью от них требуется малая тер моэлектродвижущая сила (ТЭДС). В большинстве случаев сплавы исполь зуют в виде лент или проволоки, а по этому они должны обладать хорошей пластичностью. Все сплавы с повы шенным сопротивлением в зависимости от рабочей температуры делят на три группы. Сплавы, рабочая температура ко торых не выше 500 °С, используют для изготовления прецизионных элементов сопротивления. К ним относятся медные сплавы, легированные никелем и марганцем. Маркировка, химический состав и электрические свойства таких сплавов приведены в табл. 17.3. При легировании никелем медный сплав МНМц 40-1,5 (константан) имеет высокое значение удельного электриче ского сопротивления при 20 °С, малое значение а р. Однако из-за высокого зна чения ТЭДС в паре с медью (рис. 17.5) константан применяется в основном только для изготовления термопар. Замена никеля в медном сплаве мар ганцем, сохраняя сопротивление и ар, понижает ТЭДС (см. рис. 17.5). Сплав МНМц 3-12 (манганин) имеет широкое применение для прецизионных элемен тов сопротивления: резисторов, теплодатчиков, шунтов и др. Для получения стабильных значений электрического сопротивления и коэф фициента электрического сопротивления проволоку из манганина подвергают рекристаллизационному отжигу в вакууме при 400 °С, а после изготовления эле менты сопротивления повторно нагре вают (до 250 °С) для устранения оста точных напряжений. Общим недостатком медных сплавов является их склонность к окислению при нагреве, что изменяет переходное электрическое сопротивление. Поэтому часто используют сплавы на основе се ребра, палладия, золота, платины. Сере бряный сплав с 10% Мп и 8 % Sn имеет р = 0,50 мкОм •м. Значение ар близко к нулю после 10-часового старе ния при 175 °С. Такие сплавы исполь зуют при нагреве до 200 °С. Сплавы, рабочая температура ко Материалы с особыми электрическими свойствами 343 ТАБЛИЦА 17.4. Свойства сплавов для нагревательных элементов Массовая доля элементов,* “/ Сплав Электрические свойства Ni Р. мкОм- м «р • 105, Сг А1 Fe Х23Ю5 (хромаль) 21,5-24.5 4,6-5,3 Остальное 1.37 1,4 1200 Х20Н80 (нихром) 20-23 Не 1.5 1,11 9,0 1100 Не бо лее 0,6 более Основа 1/°С *раб* * По ГОСТ 10994 - 74. торых менее 1200 °С, используют также для элементов сопротивления и нагрева тельных элементов. Это сплавы на ос нове железа и никеля. Легирование хро мом обеспечивает им высокое электри ческое сопротивление и жаростойкость (см. п. 14.2). Маркировка, химический состав и свойства таких сплавов приве дены в табл. 17.4. Сплавы на основе же леза недефицитны. В этом их преимуще ство по сравнению с нихромами. Одна ко дополнительное легирование алюми нием для повышения жаростойкости ухудшает пластичность, что затрудняет получение проволоки малого сечения. Сплавы на основе железа используют для реостатов и нагревательных элемен тов в мощных электронагревательных установках и промышленных печах. При температурах выше 1200°С (в ва куумных печах) используют сплавы на основе тугоплавких металлов W, Мо, Та. Для изготовления нагревателей электрических печей (до 1500°С) приме няют также керамические материалы. например, силитовые стержни, которые спекают из карбида кремния. Сидит является полупроводниковым материа лом и имеет высокое электрическое со противление. Распространены также на греватели из дисилицида молибдена (MoSi2). 17.2. Пол>проводниковые материалы Строение и свойства полупроводниковых материалов. К полупроводниковым относят ся материалы, обладающие удельным элект рическим сопротивлением в пределах 1 0 '5 — — 10е Ом м. К этим материалам относятся 12 элементов (табл. 17.5), представляющие простые полупроводники, а также многие хи мические соединения элементов различных групп периодической таблицы Д. И. Менде леева (табл. 17.6). Из простых полупроводников наиболее распространены германий и кремний. Германий и кремний - элементы IV группы, имеют кристаллическую решетку ал маза с ковалентным типом межатомной свя зи. В такой решетке каждый атом располо- ТАБЛИЦА 17.5. Ширина запрещенной зоны полупроводникчшых элементов Элемент Бор Углерод (алмаз) Кремний Германий Олово Фосфор Г руппа Ширина запрещенной юны, 10 Дж III IV IV IV IV V 1,76 8.5 1.8 1.15 0,13 2,4 Ширина Элемент Мышьяк Сурьма Сера Селен Теллур Иод Г руппа V V VI VI VI VI запрещенной зоны. 10~ 1,9 0,19 4 2.7 0,58 0.2 Дж 344 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении ТАБЛИЦА 17.6. Ширина запрещенной юны и структура сложных полупроводниковых фаз Соединение Ширина запрещенной золы, 10“19 Дж Название Формула Тип Крисiаллическая решетка Карбид кремния SiC AIVBIV Г ексагопальная Ковалентный 4,5 Антимониды Арсен иды ZnSb GaAs AinBv Кубическая Ионно-ковалентный 0,43 2,4 Сульфиды ZnS CdS A"BVI Гексагональная Ионный 5,9 3,8 Оксиды ZnO FeO Кубическая жен в центре правильного тетраэдра и имеет четырех соседей, с которыми он вступает в ковалентную связь (см. рис. 1. 12), достраи вая свою валентную зону до восьми электро нов (рис. 17.9). В результате каждый ва лентный электрон становится «общим» для двух атомов и валентная зона каждого атома оказывается заполненной. Появление электрического тока в полупро воднике возможно лишь тогда, когда часть электронов покидает заполненную валент ную зону и переходит в зону проводимости, где они становятся носителями электриче ского тока. Для такого перехода электроны должны пройти зону запрещенных энергий ДЕ, для чего необходима определенная энер гия, которую полупроводник может полу чить в виде света или теплоты. При нагреве увеличивается концентрация носителей электрического тока, а электрическое сопро тивление полупроводника уменьшается. Чем больше ширина запрещенной зоны, тем выше должна быть температура нагрева полупроводника для разрушения кова лентных связей и образования носителей то ка. Так, у кремния ширина запрещенной зоны существенно выше, чем у германия, по Тип связи 5,1 2,4 этому при нагреве кремний сохраняет высо кие постоянные значения электрического со противления до больших температур. Это позволяет использовать кремниевые при боры для работы при более высоких темпе ратурах, чем германиевые. В кристаллах с ковалентной связью прово димость электрического тока может осу ществляться как путем перемещения элект ронов (электронная - м-проводимость), так и путем перемещения «дырок» (дырочная -р проводимость). Вследствие большой подвиж ности электронов в «идеальных» кристаллах химически чистого полупроводника элект ронная проводимость превалирует. В ре альных кристаллах химически чистых герма ния и кремния может превалировать дыроч ная проводимость из-за неизбежных дефек тов в упаковке атомов (дислокации, вакан сии, границы зерен, блоков и т. д.). Проводи мость в химически чистом полупроводнике называется собственной проводимостью. Од нако получить химически чистые элементы весьма сложно. Вследствие этого полупро водники всегда содержат примеси, которые меняют характер и величину проводимости. Электрическая проводимость, обусловленная Рис. 17.9. Схема ковалент ной связи в кремнии: а —чистом; б —легирован ном акцепторной примесью; в —легированном донорной примесью а) 6) в) Материалы с особыми электрическими свойствами 345 присутствием примесей в полупроводнике, называется примесной. Примеси элементов V группы в германии и кремнии определяют электронный тип проводимости, так как отдают в валентную зону кристалла полупроводника четыре электрона, а пятый становится носителем электрического тока. Такие примеси назы вают донорными. Для германия ими являются мышьяк и сурьма, а для кремния — фосфор и мышьяк. Полупроводники, в ко торых преобладают донорные примеси, назы ваются электронными или п-типа. Примеси элементов III группы обусловли вают дырочный тип проводимости, так как отдают в валентную зону кристалла полу проводника только три электрона. В кри сталле образуются незаполненные свя зи-«дырки», что вызывает ряд последова тельных перемещений соседних электронов. В результате дырка перемешается подобно положительному заряду. Такие примеси наь зывают акцепторными. Для германия ими служат галлий и индий, для кремния-бор и алюминий. Полупроводники с преоблада нием акцепторных примесей называются ды рочными или р-типа. Примеси резко изменяют собственную проводимость полупроводника. Потенциал ионизации у примесей меньше, чем у полу проводников, поэтому уже при температуре 20-25 °С практически все атомы примесей ионизированы. Благодаря этому концентра ция примесных носителей электрического то ка обычно выше концентрации собственных носителей. При содержании Ю20 атомов при месей в 1 м 3 полупроводника, что составляет всего 10' 7%, собственное удельное электри ческое сопротивление германия снижается от 0,5 до 0,15 Ом-м (рис. 17.10). Помимо концентрации примесных носите лей электрического тока большое влияние на проводимость оказывает их подвижность. Для германия подвижность электронов и ды рок при 20°С соответственно равна 0,38 и 0,18 мг/(В •с). Дефекты кристаллической ре шетки, примеси и тепловые колебания ато мов вызывают рассеяние носителей, снижая тем самым их подвижность. Все это приво дит к неконтролируемым изменениям прово димости полупроводника, но может быть ча стично устранено применением монокри сталлов, в которых плотность дефектов кристаллической структуры значительно ни же. р ,0 м - м Рис. 17.10. Зависимость электрического со противления германия от содержания при месей при 2 0 °С Важной характеристикой полупроводников является также время жизни примесных но сителей электрического тока. В полупровод нике одновременно с процессом возникнове ния «свободных» электронов и дырок идет обратный процесс рекомбинации: электроны из зоны проводимости вновь возвращаются в валентную зону, ликвидируя дырки. В ре зультате концентрация носителей умень шается. При данной температуре между эти ми двумя процессами устанавливается рав новесие. Среднее время, в течение которого «живет» носитель до своей рекомбинации, называют временем жизни. Расстояние, ко торое успеет пройти за это время носитель, называют диффузионной длиной. Некоторые примеси и дефекты уменьшают время жизни носителей электрического тока и тем самым ухудшают работу прибора. Для хорошей ра боты полупроводникового прибора время жизни носителей должно быть не меньше, чем 10' 5 с. Таким образом, к основным характеристи кам полупроводниковых материалов отно сятся электрическое сопротивление1, которое зависит от концентрации и подвижности но сителей электрического тока, а также время жизни носителей электрического тока. Каж дая из этих характеристик определяет свой ства полупроводника и зависит от вида и ко личества примесей, а также наличия дефек тов кристаллической структуры. В связи с этим для изготовления высо кокачественных приборов необходимы моно 1 р = (I/e) + Nfnr), где р - электрическое со противление полупроводника; JV„ и N - соответственно концентрация донорной и ак цепторной примесей; и ц, подвижность элект ронов и дырок; е-заряд электрона. 346 Материалы, применяемые в мамино- и приборостроении кристаллы германия и кремния высокой степени чистоты, и совершенной кристал лической структуры. Для получения нужного типа проводимости, кристаллы легируют в строго контролируемых микродозах. Кроме химически чистых элементов в по лупроводниковой технике используют сложные полупроводниковые соединения. Это промежуточные фазы элементов разных групп периодической таблицы: соединения элементов четвертой группы AIVBIV; третьей и пятой А11 В , а также второй и шестой группы АПВ ' Основной представитель соединения типа А1 В —карбид кремния SiC. В гексагональ ной кристаллической решетке карбида крем ния, как и в кубической решетке алмаза, каждый атом кремния (или углерода) имеет четырех соседей (тетраэдрическое окруже ние), с которыми он вступает в ковалентную связь. Атомы углерода занимают тетраэдри ческие поры. Карбид кремния является фа зой строго стехиометрического состава, по этому его проводимость определяют то чечные дефекты структуры, частичная разупорядоченность атомов в кристаллической решетке или примеси. Примеси III и II групп для него являются акцепторными, а примеси V и VI групп —донорными. Полупроводниковые фазы типа A Bv определенного стехиометрического состава не являются чисто ковалентными кристалла ми, так как из-за различия в валентности элементов в них наряду с ковалентными воз никают и ионные связи. Кристаллографиче ская решетка таких соединений аналогична решетке алмаза. Из соединений типа AmBv применяют соединения с сурьмой (антимониды), например ZnSb, и с мышьяком (арсениды), например GaAs. Они имеют опреде ленный химический состав, поэтому неос новные носители электрического тока возни кают из-за примесей, точечных дефектов и разупорядоченности. Примеси III и V групп мало влияют на проводимость. Примеси II группы являются акцепторными, VI-донорными. Элементы IV группы в тех случаях, когда они замещают атомы А -до норы, если замещают атомы В-акцепторы. Применение находят также соединения ти па AnBVI. К ним относятся сульфиды (соеди нения с серой) и оксиды (соединения с кислородом). В таких соединениях преобла дает ионный тип связи, и они имеют пере менный состав. Избыток ионов металла в соединении создает электронную проводи мость. При избытке неметаллических ионов соединение приобретает дырочную проводи мость. В соединении типа А1 В преоблада ния электронной или дырочной проводимо сти можно добиться изменением состава, нагревая кристаллы в парах одного из эле ментов. Полупроводниковые соединения, которые имеют большие значения ширины запрещен ной зоны, применяют в приборах при более высоких рабочих температурах. Наиболее перспективным полупроводни ком является арсенид галлия GaAs, несмотря на сложность технологии получения. Значи тельно большая, чем в Si, скорость движения электронов позволяет использовать его в быстродействующих системах. Кристаллофизические методы получе ния сверхчистых материалов. Химиче ские методы получения простых полу проводников и чистых элементов, ис пользуемых при легировании и в про изводстве сложных полупроводниковых материалов, обеспечивают высокую сте пень очистки. Дистилляция (испарение жидкой фазы) удаляет легкоиспаряющиеся примеси, ректификация (много кратное испарение и конденсация)-при меси, имеющие невысокие температуры плавления, испарения и большой интер вал жидкого состояния. Сублимацией (испарение твердой фазы) очищают от механических примесей и газов и полу чают монокристалл, применяя ампулу с концом конической формы (рис. 17.11). Рис. 17.11. Схема процесса получения моно кристалла методом сублимации (At — раз ность температур между поверхностями ис парения и конденсации) Материалы с особыми электрическими свойствами 347 На этом конце из-за более низкой тем пературы образуется центр кристалли зации, на котором и растет монокри сталл (см. гл. 2). Перечисленными мето дами можно получать монокристалл с высоким значением удельного элект-. рического сопротивления. Например, монокристалл германия при р = = 0,10 О м м имеет примеси в 1 м 3 Ш20 атомов (см. рис. 17.10). Более глубокую очистку полупровод никовых материалов (для германия р> >0,45 Ом м), а также легирование в строго контролируемых микродозах проводят кристаллофизическими мето дами. Основными из них являются ме тоды направленной кристаллизации из расплавов. Кристаллофизические методы очистки основаны на различной растворимости примесей в твердой и жидкой фа зах. Схема диаграммы состояния для гер мания и примеси, которая при малых концентрациях образует с ним твердый раствор, показана на рис. 17.12. Если общее содержание примесей составляет №/„, то в процессе кристаллизации при температуре 720 °С примесей в твердой фазе Nv будет значительно меньше, чем в жидкой фазе Ыж. Распределение при месей между фазами характеризуется коэффициентом распределения К, Се • Примесь, % Рис. 17.12. Схема диаграммы состояния системы германий —примесь Монокристалл б) Рис. 17.13. Схема получения монокристал ла методом нормальной направленной кристаллизации: а — горизонтальный; 6 —вертикальный; « —рас пределение примесей по длине при различном К равным отношению концентрации при месей: (17.3) Таким образом, если К < 1, то при кристаллизации примеси скапливаются в жидкой фазе. Это явление легло в ос нову нескольких методов очистки. Методы нормальной направленной кристаллизации (рис. 17.13) используют для очистки полупроводника от приме сей, имеющих малое значение К, и для получения монокристаллов. Химически очищенный полупроводник помещают в ампулу (или в графитовую лодочку), которую перемещают в печи, имеющей по длине большой градиент темпера туры. В начале процесса полупроводник расплавляется, а затем часть его, попа дая в зону печи с пониженной темпера турой, кристаллизуется. Если кристал лизация начинается с острого конца ампулы, то растет очищенный монокри сталл. Примеси, у которых АГ< I, сохра няются в жидкой фазе. Распределение примеси по длине кристалла при нор мальной направленной кристаллизации для разных значений К показано на рис. 17.13. После затвердевания конец 348 Материи.ш, применяемые в мишипо- и приборостроении Перемещение индуктора 1-У Д f a Na 2 1 y S n = 0 ,0 1 Л— - 1 -------- 1 2 3 x/L Рис. 17.14. Схема установки зонной очистки: 1 — затравка; 2 — расплавленная зона шириной I кристалла, обогащенный примесью, от резают. При методе зонной очистки (рис. 17.14) пруток химически очищенно го германия помещают в вакуум и при помощи индуктора ТВЧ расплавляют узкую зону /, в которой и скапливаются примеси, имеющие К < 1. Вместе с пере мещением индуктора и расплавленной зоны примеси сгоняются к правому кон чуПроцесс повторяют многократно либо используют сразу несколько ин дукторов и через них проталкивают гра фитовую лодочку с прутком германия. После окончания процесса правый ко нец прутка отрезают. Степень очистки по длине прутка х зависит от коэффициента распределе ния примесей и отношения х//: чем меньше К , тем, как следует из формулы (17.3), лучше очищается полупроводник. Лодочку (или индуктор) перемещают с постоянной скоростью, что обеспечи вает постоянство К . Передвигаясь к правому концу, жидкая фаза и кри сталл обогащаются примесью. Степень очистки возрастает, если при одинако вой длине прутка ширина расплавлен ной зоны / будет меньше. Кроме этого, степень очистки можно повысить за счет многократных проходов. Методом зонной очистки из германия можно удалить все примеси, за исклю чением бора, у которого К щ 1. При использовании затравки или ам пулы с острым концом слиток германия будет монокристаллическим. Метод вытягивания монокристалла из расплава используют для очистки от примесей, у которых коэффициент К = 1 (рис. 17.15). При медленном росте кристалла, ли шенного дефектов, атомам примеси трудно внедряться в кристаллическую решетку основного элемента, и моно кристалл получается химически чистым. Германий помещают в тигель и рас плавляют в вакууме, д затем поддержи вают расплав при температуре несколь ко выше температуры плавления. В расплав опускают затравку, которая представляет собой брусок сечением 5 x 5 мм, вырезанный из монокристал ла германия в определенном кристалло графическом направлении. К затравке предъявляют жесткие требования в от ношении дефектов кристаллографиче ской структуры, так как все ее дефекты «наследуются» в монокристалле, ухуд шая его полупроводниковые свойства. Затравку слегка оплавляют для устране ния остаточных напряжений, возникших при ее механической обработке, так как они дезориентируют кристаллографиче ские плоскости в растущем кристалле и приводят к получению поликристалла. После оплавления затравку медленно вытягивают из расплава, который вследствие адгезии приподнимается над поверхностью, охлаждается и затверде вает. Рис. 17.15. Схема установ ки для выращивания мо нокристалла: 1 — вытягивающее устрой ство; 2 — затравка; 3 — м о нокристалл; 4 — расплав по лупроводника Материалы с особыми электрическими свойствами 349 Рис. 17.16. Зависимость коэффициента рас пределения К донорной и акцепторной примесей от скорости вытягивания v Для лучшего перемешивания затравку и тигель вращают либо с разными ско ростями, либо в разные стороны. Ско рость вытягивания должна быть не большой, порядка 0,1 мм/с, а частота вращ ения-не менее 60 мин- 1 . При вытягивании монокристалла с постоянной скоростью из расплава, поддерживаемого при определенной температуре, степень очистки по длине кристалла неодинакова, так как по мере вытягивания расплав обогащается при месями. Для того чтобы устранить этот дефект, в расплав добавляют германий либо постепенно уменьшают скорость вытягивания, меняя тем самым коэффи циент распределения К (рис. 17.16). Ана лиз формулы (17.3) показывает, что при увеличении N x постоянство можно достичь уменьшением К в ре зультате уменьшения скорости вытяги вания. Для сохранения постоянства диа метра монокристалла температуру рас плава при этом следует постоянно по вышать. Для кремния рассмотренные методы не приемлемы из-за его высокой хими ческой активности и высокой темпера туры плавления (t™ = 1414°С). При та кой высокой температуре кремний за грязняется материалом тигля. Кроме того, коэффициент распределения у кремния со многими примесями боль ше, чем у германия, а с примесью бора, так же как у германия, близок к единице (К = 0,90). Метод бестигельнои зонной очистки, применяемый для кремния, включает основные принципы ранее описанных методов (рис. 17.17). Пруток технически чистого кремния укрепляют вертикально. В нижней части прутка укрепляют затравку монокри сталла. Нагрев производят индуктором ТВЧ, который слегка оплавляет затрав ку, а затем медленно поднимается вверх. На затравке кристаллизуется мо нокристалл. Примеси скапливаются в жидкой расплавленной зоне и переме щаются к верхнему концу прутка, ко торый после окончания процесса отре зают. Процесс повторяют многократ но. Таким способом очищают прутки не большого размера. Ширина расплавлен ной зоны для лучшей очистки должна быть небольшой. Помимо описанных методов, позво ляющих получать крупные объемные монокристаллы германия, кремния, а также некоторых полупроводниковых соединений, разработана принципиаль но новая технология - эпитаксиальное (ориентированное) выращивание кри сталла на подложке. Метод эпитаксии позволяет создавать высокоомные (более чистые) пленки кремния и германия, исключает труд ную технологическую операцию разрез ки монокристаллов на тонкие пластины; дает возможность получать сложные полупроводниковые материалы (напри мер, карбид кремния), производство ко торых в виде объемных монокристалРис. 17.17. Схема уста новки для бестигельной зонной очистки кремния: I —поликристалл; 2 —рас плавленная зона; 3 —монокр и ст алл: 4 —затравка; 5 — индуктор . - 2 ГI ♦ ■ 350 Материалы, применяемые в Машино- и приборостроении лов затруднено вследствие высокой стоимости процесса. Последнее обусло влено либо низкой производитель ностью, либо высокой температурой плавления и химической активностью компонентов, либо летучестью одного из компонентов соединения (AniBv, AnBVI). Применение тонких пленок толщиной 15—20 мкм улучшает параметры прибо ра. Излишняя толщина пластин ухуд шает частотные свойства приборов изза роста потерь. При резке объемных монокристаллов нельзя получить пла стины тоньше, чем 100-200 мкм. Эпитаксиальные пленки выращивают на подложке из монокристалла того же или другого материала. В первом слу чае эпитаксиальный слой при правиль ной технологии становится есте ственным продолжением подложки. Ес ли подложка из другого материала, то эпитаксиальная пленка полупроводника будет монокристаллической только в том случае, если между кристаллогра фическими решетками имеется струк турное и размерное соответствие, т. е. межатомные расстояния будут отли чаться не более чем на 25 %. Наиболее прост и технологически управляем процесс получения эпитак сиальных пленок методом водородного восстановления хлоридов (рис. 17.18). Такой метод используют для получе ния высокоомных пленок германия и кремния на монокристаллических низ коомных подложках. Хлориды кремния или германия испа ряются, транспортируются потоком во дорода к подложке и восстанавливают ся по реакции SiCl4 + 2Н 2 = Si + 4НС1. Пары чистого полупроводника оса ждаются на подогреваемой подложке. Этот же метод положен в основу по лучения легированных и сложных полу проводниковых веществ. Помимо хло ридов основного элемента в камеру Рис. 17.18. Схема установки для выращи вания эпитаксиальных пленок кремния вводят хлориды либо иные соединения легирующих веществ. Легирование полупроводников и полу чение р-н-переходов. Чистый беспри месный полупроводник-исходный ма териал для изготовления полупроводни ковых приборов. В нем создают элект ронно-дырочный р-п-переход, возникаю щий на стыке зон разной проводимости, который позволяет выпрямлять и уси ливать ток, превращать различные виды энергии в электрическую и т. д. Для получения в монокристаллах определенной проводимости применяют специальное легирование очищенных германия или кремния. Легирующие элементы вводят в микродозах, содер жание их не превышает 10- 5- 10- 7 %. Для полупроводниковых приборов ис пользуют пластины, на которые разре зают легированные объемные монокри сталлы определенной проводимости. Для стабильности рабочих характери стик таких приборов монокристалл дол жен иметь по всей длине однородную проводимость, т. е. равномерное рас пределение легирующей примеси. Метод вытягивания монокристалла из расплава очищенного полупроводника с введенной легирующей примесьюодин из способов получения легиро ванных монокристаллов германия и кремния. Легирующие примеси должны иметь небольшие значения коэффициента рас пределения. Только в этом случае при Материалы с особыми электрическими свойствами 351 Метод зонного выравнивания (рис. 17.19) применяют такж е дл я полу чения легированных м он окристаллов с однородной проводимостью по длине. Очищенный монокристалл вм есте с затравкой помещ аю т в вакуумную ка меру. После оплавления затравки ин дуктор перемещают вправо с постоян ной скоростью. В расплавленную зону вводят легирующую примесь. Из формулы (17.3) следует, что по стоянство концентрации примеси в прутке будет достигнуто при м ал о м К, если легирующая примесь введена в него в большом количестве и убы ль ее в ходе процесса ничтожно мала. П ри Рис. 17.19. Зонное выравнивание монокрис таяла большом значении К (см. рис. 17.19) расплав быстро обедняется, что вы зы обогащении расплава легирующей при вает уменьшение примеси в м онокри месью состав растущего монокристалла сталле. Степень легирования, так же как незначительно изменяется по длине и его можно выровнять снижением ско и степень очистки, контролирую т изм е нением электрического сопротивления. рости вытягивания. Коэффициент распределения снижает Специальными методами определяю т ся при уменьшении скорости вытягива тип проводимости, время жизни или ния (см. рис. 17.16). Используя это, мож диффузионную длину L. И змеренные но начать процесс выращивания моно параметры указывают в марках легиро кристалла из расплава при скорости i ,. ванных полупроводников. Некоторые марки чистого и легиро Для компенсации увеличения концен трации легирующей примеси в расплаве ванного германия и кремния приведены вследствие убыли атомов полупровод в табл. 17.7. Первая цифра в марке ника скорость вытягивания и, со време указывает значение электрического со нем несколько снижают. Это приводит противления, а вторая-диф ф узионную к снижению К и обеспечивает постоян длину L. Для получения р-п-переходов исполь ство легирующей присадки в растущем монокристалле. зуют диффузионный или сплавно-дифПеремещение индуктора ТАБЛИЦА 17.7. Свойства чистого и легированного германия и кремния 352 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении фузионный методы и ионное легирова ние в тлеющем разряде. При диффузионном методе легирую щая примесь попадает в пластинку полупроводника в результате диффузии из газовой фазы, в состав которой вхо дит легирующая примесь. Так, для диф фузии донорной примеси-фосфора в дырочный германий используют со единение, которое при нагреве испаряет ся, переносится потоком аргона в зону диффузии с более высокой температу рой и там диссоциирует с образованием активного атомарного фосфора. На поверхности пластины фосфор взаимодействует с атомами полупро водника и диффундирует в германий, образуя с ним твердый раствор замеще ния. Возможность диффузии атомов ле гирующей примеси обусловлена нали чием в полупроводнике точечных дефек тов (вакансий). : Этот метод дает хорошую воспроиз водимость основных характеристик, что позволяет его использовать в серийном производстве. Кроме этого, он дает воз можность вводить примеси совместно, используя различные коэффициенты диффузии вводимых веществ. При диф фузии донорной примеси в пластинке германия с р-проводимостью на некото ром расстоянии от поверхности возни кает р-и-переход (рис. 17.20). Меняя температуру процесса и время выдерж ки, можно получать р-п-переход на лю бой глубине. Рис. 17.20. Образование р - п - перехода путем диффузии сурьмы в германии /7-типа Рис. 17.21. Образование р—п—р-переходов путем диффузии сурьмы и галлия в германий р-типа Метод диффузии позволяет получать сразу несколько р-и-переходов в одной пластине. В этом случае газовая среда должна содержать и донорную Nn, и ак цепторную N p примеси. Коэффициенты диффузии донорных примесей для гер мания больше, чем акцепторных. В кремнии, наоборот, акцепторные при меси диффундируют. быстрее. На рис. 17.21 показана диффузия в ды рочный германий акцепторной (Ga) и донорной (Sb) примесей. Скорость диффузии донорной примеси больше, а поэтому она распространяется на большую глубину. При таком методе в наружном p-слое распределение при меси неравномерно. Кроме того, около р-л-перехода концентрация примеси из меняется плавно, что ухудшает характе ристики прибора. Этих недостатков ли шен р-л-р-переход, полученный на гер мании или кремнии сплавно-диффу зионным методом. При сплавно*диффузионном методе на пластину германия с р-проводимостью помещают шарик из сплава на основе свинца с примесью галлия (акцептор) Материалы с особыми электрическими свойствами Электродный сплав t=7S0°C Кристаллизация p-Ge t » 720 С t=ZO°C Рис. 17.22. Схема образования р - п —р-пе реходов в германии при сплавно-диффу зионном методе и сурьмы (донор) и нагревают до 760 °С. При этой температуре сплав распла вляется, и примесь растворяется в гер мании. Ее растворимость определяется точкой а! диаграммы состояния си стемы германий - примесь (см. рис. 17.12). После выдержки (2 ч) темпе ратуру понижают до 720 °С, и раствори мость увеличивается (точка а на рис. 17.12). Германий захватывает не большое количество донорной и акцеп торной примесей, но в связи с большей растворимостью в германии галлия, чем сурьмы, эта зона германия, обогащен ная примесью, сохраняет р-проводимость (рис. 17.22). В процессе длительной (10 ч) выдерж ки при 720°С происходит диффузия гал лия и сурьмы из образовавшейся р-зоны в основную пластинку р-германия. Бла% й ш (р т п /1 |Ц * а) б) Рис. 17.23. Образование р —я-переходов при ионном легировании: о — для низких энергий: о —для высоких энергий 12 Под ред. Б. Н. А рзамасом 353 годаря большей диффузионной подвиж ности сурьмы в пластинке германия создается зона л-проводимости, что в итоге приводит к образованию двух переходов типа р-п-р. При ионном легировании используют тлеющий разряд, в котором газовая фа за, содержащая легирующую примесь, ионизируется. Ионы легирующего элемента вне дряются в кристалл. В зависимости от энергии иона внедрение происходит на определенном расстоянии от поверхно сти (рис. 17.23), что позволяет создавать несколько р-л-переходов. 17.3. Диэлектрики Диэлектриками называют вещества, у которых валентная зона отделена от зоны проводимости широкой зоной за прещенных энергий. Важнейшими твердыми диэлектриками являются ке рамика, полимеры и стекло. В них пре обладает ионный или ковалентный тип связи, нет свободных носителей зарядов. Их удельное электрическое сопротивле ние равно Ю12-Ю 20 Ом-м. Электриче ские свойства диэлектрика определяют область его применения; при этом принимаются во внимание механические свойства материала, его химическая стойкость и другие параметры. Харак терной особенностью диэлектрика является способность поляризоваться в электрическом поле. Сущность поля ризации заключается в смещении свя занных электрических зарядов под дей ствием поля. Смещенные заряды соз дают собственное внутреннее электриче ское поле, которое направлено противо положно внешнему. Мерой поляризации является диэлектрическая проницае мость е. Она оценивается отношением емкостей Сд/С 0 конденсатора. Емкость Сд определяется, когда между пластина ми конденсатора находится диэлектрик, а емкость С0~ когда вместо диэлектри ка - вакуум. В твердом диэлектрике одновременно проявляется несколько 354 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Рис. 17.24. С хемы элект ронной (а), ионной (б) и дипольно - релаксацион ной (в) поляризации ° _ C^ C s ) ' сз>— Q O Q f ■Q о * О сзС Э t _ — в) видов поляризации, которые в сумме определяют величину е и ее зависи мость от температуры и частоты поля. Конструкционные диэлектрики общего назначения имеют небольшое значение е -д о 10-12. Диэлектрики, которые ис пользуются в конденсаторах, должны иметь высокие значения е, чтобы увели чить емкость конденсатора. У конденса торных диэлектриков е меняется от 12-15 до 100000. Наиболее важными видами поляриза ции являются электронная, ионная, дипольно-релаксационная (рис. 17.24) и самопроизвольная (спонтанная). Электронная поляризация вызывается деформацией электронных оболочек атомов. Электроны смещаются почти мгновенно, время установления поляри зации ничтожно мало ( 10_1S с), и поэто му она не зависит от частоты. Ионная поляризация возникает при упругом смещении ионов на расстояния, не превышающие межионные. Отрица тельные ионы смещаются в сторону по ложительного электрода, а положи тельные ионы - в сторону отрицательно го. Время установления ионной поляри зации очень мало ( 10“13 с), и е также не зависит от частоты. Дипольно-релаксационная поляриза ция проявляется в полярных диэлектри ках. Повороты диполей существенно ме няют е. У неполярных диэлектриков е немного больше 2, у полярных-в не сколько раз больше. Повороты диполей при наложении поля и возвращение ди полей к неупорядоченному состоянию после снятия поля требуют преодоления некоторого сопротивления молеку лярных сил. Эта поляризация появляет ся и исчезает значительно медленнее электронной или ионной поляризации. При нагреве диэлектрическая прони цаемость 8 изменяется, температурный коэффициент е (ТКе) принимает значе ния от -1300 до + 3000- 10- 6 оС -1. От рицательный TKs имеют диэлектрики с электронной поляризацией, при нагре ве увеличивается их объем и соответ ственно уменьшается плотность заря дов. Диэлектрики с ионной поляриза цией имеют положительный ТКе. При нагреве поляризация увеличивается вплоть до верхней границы рабочего интервала температур. Это объясняется ослаблением притяжения между ионами и увеличением их смещения. Особенно сильно повышается поляризация, когда ионы начинают смещаться на расстоя ния больше межионных. В этом случае поляризация зависит от частоты, уста навливается медленно-за 10~ 5—10~3 с и называется ионно-релаксационной. Изменения дипольно-релаксационной поляризации при нагреве определяются соотношением межмолекулярного при тяжения и теплового движения. Ослаб- Материалы с особыми электрическими свойствами 355 ление притяжения облегчает ориента ков, которые используются для генера цию диполей, а усиление теплового ции и преобразования электрических движения ей мешает. В связи с этим по сигналов. Между электрическими, меха ляризация сначала увеличивается до не ническими, тепловыми и другими свой которого максимума, а затем умень ствами сегнетоэлектриков существуют шается. нелинейные зависимости. Значения Самопроизвольная поляризация на свойств вблизи точки Кюри имеют мак блюдается только у одного класса диэ симумы или минимумы. В частности, лектриков —сегнетоэлектриков. При максимальное значение е достигается охлаждении сегнетоэлектрика ниже опре около точки Кюри. деленной температуры, которую назы Электропроводимость твердых ди вают точкой Кюри, самопроизвольно, электриков связана с появлением в них без внешних воздействий, возникает по свободных ионов или электронов. Ос ляризация. Объем сегнетоэлектрика раз новное значение имеет ионная проводи бивается на домены, в каждом из ко мость, обусловленная примесями. Электропроводимость диэлектрика торых вещество сильно поляризовано. В отсутствие поля домены расположены подразделяют на объемную (сквозную) беспорядочно, и суммарная поляриза и поверхностную. Каждая из них харак ция равна нулю. При наложении поля теризуется своим удельным электриче поляризация увеличивается нелинейно ским сопротивлением - объемным р(благодаря переориентации поляризации (Ом •м) и поверхностным ps (Ом). Диэлектрики имеют высокое удельное доменов. При циклическом изменении поля от + £ до -£ возникает петля ги объемное электрическое сопротивление стерезиса (рис. 17.25). Когда напряжен (РрЗ= 1012 О м м). При нагреве оно по ность поля возрастает, поляризация до нижается в результате роста подвижно стигает насыщения; при этом е увеличи сти ионов. Поверхностное электрическое сопро вается до максимального значения и вновь уменьшается. По аналогии тивление рх зависит как от состава с ферромагнетиками напряженность по и структуры диэлектрика, так и состоя ля £г при которой меняется направле ния его поверхности и влажности среды. ние поляризации, называется коэрцитив Загрязнения и влага на шероховатой ной силой. Когда £с <0,1 МВ/м, сегне- или пористой поверхности образуют тоэлектрик является мягким; когда Ее> проводящую пленку, диэлектрик может > 1 МВ/м, материал жесткий. Известно полностью утратить изоляционные около 500 сегнетоэлектриков. Они при свойства, хотя его объемное электриче надлежат к классу активных диэлектри ское сопротивление при этом останется высоким. Для повышения поверхностно го электрического сопротивления по верхность изделий стремятся сохранить чистой и гладкой, используя для этого покрытия-лаки и эмали. Диэлектрические потери предста вляют собой часть энергии электриче £ ского поля, которая превращается в диэлектрике в теплоту и нагревает его. При частотах свыше 20 кГц величина потерь становится одним из самых Рис. 17.25. Зависимость поляризации Р (а) важных параметров диэлектрика. Для определения потерь диэлектрик и диэлектрической проницаемости с (б) сег нетоэлектрика от напряженности поля £ удобно рассматривать как конденсатор 356 Материалы, применяемые в машино- и приборостроении Рис. 17.26. Векторные диаграммы идеаль ного (а) и реального (б) диэлектриков в цепи переменного тока (рис. 17.26). У идеального конденсатора угол сдвига фаз между током / и напряжением U равен 90°, поэтому, активная мощ ность Р = 1U cos<p равна нулю. Диэлек трик не является идеальным конденса тором, и угол сдвига фаз у него меньше 90° на угол 5. Этот угол называют углом диэлектрических потерь. Тангенс угла 8 и диэлектрическая постоянная е характеризуют удельные потери (на единицу объема диэлектрика), Вт/м3: Р = kE2f e t g 5, где к -коэффициент; Е - напряженность электрического поля, В/м; / - частота поля, Гц. Произведение е tg 6 называют коэффи циентом диэлектрических потерь. По ве личине tgS диэлектрики подразделяют на низкочастотные (tg8 = 0,1 -г0 ,001) и высокочастотные (tg5 < 0,001). К ос новным источникам потерь диэлектрика относятся его поляризация и электро проводимость, ионизация газов в имею щихся порах и неоднородность струк туры из-за примесей и включений. Электрическая прочность характери зуется сопротивлением пробою. Про бой-это необратимое разрушение твер дого диэлектрика под действием поля и потеря изолирующих свойств. Элек трической прочностью или пробивной напряженностью Епр называется отно шение пробивного напряжения U„р к толщине диэлектрика в месте пробоя. Различают три вида пробоя: электриче ский, тепловой и электрохимический. Электрический пробой возникает вследствие ударной ионизации нара стающей лавиной электронов. Пробой наступает почти мгновенно (зз, 10' 7- 10-8 с) под действием поля боль шой напряженности (свыше 1000 МВ/м) независимо от нагрева диэлектрика. Обычно диэлектрик пробивается при включении напряжения или при его рез ком скачке. Тепловой пробой наступает при ком бинированном воздействии поля и нагре ва, причем пробивная напряженность Е„р из-за повышения температуры диэ лектрика снижается. Чем лучше отвод теплоты в окружающую среду, тем ни же температура диэлектрика и выше Е„р. Тепловой пробой ускоряется при повышении частоты (так как при этом возрастают потери) и замедлении те плоотвода. Электрохимический пробой наступает при длительном действии поля, сопро вождающемся необратимыми измене ниями в структуре диэлектрика и пони жением его электрической прочности. По химическому составу диэлектрики разделяют на органические и неоргани ческие. К органическим относятся поли меры, резина, шелк; к неорганиче ским-слюда, керамика, стекло, ситаллы. По электрическим свойствам диэлек трики подразделяют на низкочастотные (электротехнические) и высокочастотные (радиотехнические). Для электроизоляционных материа лов решающее значение имеет их нагревостойкость, т. е. способность без ущер ба для свойств выдерживать нагрев в течение длительного времени. По нагревостойкости диэлектрики разделяют на семь классов (ГОСТ 8865-70), обо значенных Y, А, Е, В, F, Н, С. В классе Y объединены наименее стойкие целлю лозные, шелковые и полимерные мате риалы, для них рабочая температура не превышает 90 °С. Самыми нагревостой кими являются материалы класса С-слю да, керамика, стекло, ситаллы, Материалы с особыми электрическими свойствами 357 а также полиимиды и фторопласт-4. става - ( - 4 - н 31,5) • 10- 6оС -'. Особен Они выдерживают длительный нагрев но велико тепловое расширение ор 180 °С и выше. ганических диэлектриков [а, = Большое влияние на свойства диэлек = (60-г-100) 10_6 °С ~*], но в пластмассах триков оказывают гигроскопичность с неорганическими наполнителями оно и влаг^проницаемость. Образование то примерно такое же, как у металлических копроводящих пленок на поверхности сплавов. Кроме того, органические ди и в толще изделий понижает изолирую электрики достаточно пластичны, для щую способность и может закончиться них термические напряжения не столь пробоем. Наиболее гигроскопичны ма опасны. Стабильность структуры и свойств териалы с порами и капиллярами на по верхности-бумага, обычная пористая диэлектриков определяет сроки их экс керамика, слоистые пластики. Прони плуатации. Наибольшую стабильность цаемость для водяных паров исключи имеют керамика и ситаллы, в стеклах тельно важна для пропиточных, зали под влиянием поля мигрируют ионы вочных и других защитных материалов. щелочных металлов и образуются элек Диаметр молекулы воды равен всего тропроводящие мостики. Добавки РЬО 2,5- 10"10 м, и водяной пар проходит и Вао увеличивают стойкость стекла сквозь мельчайшие поры. Плотные, не против электрохимического пробоя, свя пористые материалы не пропускают во- занного с миграцией ионов щелочных : дяные пары и негигроскопичны. К ним металлов. Органические диэлектрики относятся ситаллы, малощелочное сте разрушаются при комбинированном кло, вакуумно-плотная керамика, эпок действии нагрева, окисления на воздухе сидные пластмассы и неполярные поли и ионизации, поэтому их срок службы меры. Для изделий из гигроскопичных меньше, чем у керамики или стекла. диэлектриков используют пропитку, за Большинство пластмасс под действием щищают поверхности лаками, глазурью разрядов обугливается и теряет изоли рующую способность. Этого недостатка и т. п. Прочность диэлектриков и особенно лишены полистирол, органическое сте сти их механических свойств являются кло, фторопласты и кремнийорганичедополнительным критерием выбора ма ские пластики. Среди диэлектриков териалов. Керамика, стекло и ситаллы — самыми важными являются керамиче наиболее прочные диэлектрики. Харак ские материалы и особенно сегнетокератерной особенностью этих материалов мика. Керамика имеет наиболее разно электрические свойства является хрупкость; их прочность на образные сжатие в несколько раз больше прочно (табл. 17.8), почти не подвержена старе сти на изгиб. Предел прочности на из нию и устойчива к нагреву. Установочная керамика применяется гиб равен 30 —300 МПа, увеличиваясь до 500 МПа у ряда ситаллов. Для хрупких для изготовления изоляторов, колодок, диэлектриков исключительно важно плат, каркасов, катушек и т. п. Она дол учитывать тепловое расширение, осо жна иметь низкие потери, хорошие элек бенно когда речь идет о работе в усло троизоляционные свойства и проч виях быстрых смен температуры или ность. Для работы при низких частотах ис о соединении диэлектриков с металла ми. Температурный коэффициент линей пользуют электрофарфор, который де ного расширения керамики и тугоплав шев и имеет неплохие электрические кого стекла не превышают 8.*10 *С“ , свойства. Его недостатки - большие по у легкоплавких стекол он равен тери, резко возрастающие при нагреве (15 ч-ЗО) • 10" 6 °С~ *. а у ситаллов в выше 200 °С, и низкая механическая зависимости от химического со прочность. Недостатки электрофарфора 358 Материалы, применяемые в машина- и приборостроении ТАБЛИЦА 17.8. Свойства диэлектриков Материал tg8 - 104 Б р у. Ом • м ^проб’ МВ/м 10*5 Низкочастотные диэлектрики Керамика: электрофарфор сегнетокерамика Т-7500 сегнетокерамика ВК-1 для варикондов пьезокерамика Т-1700 П ластм ассы : поливинилхлорид порошковый фенопласт с дре весной мукой то же, с минеральным напол нителем эпоксидные 6,5 7500 (20—100) 10? 200 • 300 1800 10" 1010 25 2,5 2,5 1700 300 10'° 2,5 4 -3 1 1 -5 200 1100-2700 Ю'б 1 0 9 -ю н 1 6 -3 0 10-11 1 0 -6 500-1000 1014-1015 18 4 - 2 ,6 400-500 Ю и -Ю 'б 16—20 Ю'4 1017 20 15 20 35 10 10 Высокочастотные диэлектрики Керамика: ультрафарфор оксид алюминия стеатит цельзиановая тиконд Т-150 термоконд Т-20 П ластм ассы : полиэтилен полистирол фторопласт-4 Стекло Ситаллы 8,5 9,5 6,5 7,5 150 20 2 -1 0 2 3 -9 3 3 3 2,4 2,5 2 -5 3 -5 ЩЙ 3 ,5 -1 6 5 -7 18-175 3 -2 0 Ю15-1020 1016-1020 2 объясняются свойствами стекла, кото рого в нем содержится довольно много. Основным материалом, исполь зуемым для изготовления деталей, пред назначенных для работы при высоких частотах, является стеатит, который по лучают из талька. Стеатиты не содер жат вредных примесей, их свойства ста бильны до 100 °С. Они легко прессуют ся, при обжиге дают усадку всего 1- 2 % и используются для деталей с плотной и пористой структурой и точными раз мерами. В отличие от других видов ке рамики стеатит удовлетворительно ре жется (после предварительного обжига). Недостатки стеатита - растрескивание при быстрых сменах температуры и трудность обжига. Конденсаторная керамика должна 2 |o i 1014 1012 1012 1017 1019 20 30 20 3 0 -1 0 0 2 8 -4 8 иметь большую е, обеспечивающую по вышенную удельную емкость, низкие потери и малый ТКе. Применение такой керамики увеличивает надежность ра боты и теплостойкость конденсаторов, уменьшает их размеры. Конденсаторная керамика, применяе мая при высоких частотах, не должна иметь очень большие значени

Арзамасов 1986

Похожие документы

Разделы

Поддержка

Арзамасов 1986

Похожие документы

Добавить этот документ в коллекции

Добавить этот документ в сохраненные

Предложите, как улучшить StudyLib