Если у вас возникли сложности с курсовой, контрольной, дипломной, рефератом, отчетом по практике, научно-исследовательской и любой другой работой - мы готовы помочь.
Предоплата всего
Подписываем
Металлы занимают значительное место среди материалов, применяемых в конструкциях приборов. Они отличаются от неметаллов таким характерным сочетанием свойств, как специфический блеск, высокая теплопроводность
(k > 6 Вт/м град), электропроводимость ( s > 107 См/м), пластичность (d > 1%), хорошая окисляемость с образованием преимущественно основных оксидов.
К л а с с и ф и к а ц и я металлов предусматривает их разделение в отношении к некоторым свойствам железа – самого распространенного в технике металла, – по нескольким основным признакам на несколько классов.
По условному сходству в проявлении металлических свойств:
1. Черные металлы – Fe, Cr, Mn.
2. Цветные металлы – Al, Cu, Mg, Ti, Zn, Sn, Ni и др.
По величине плотности в отношении к Fe (ρFe = 7874 кг / м3):
1. Легкие металлы – Li, Mg, Al, Ti, Zn, Sn.
2. Тяжелые металлы – Cu, Ni, Pb, Mo, W, Os.
По температуре плавления в отношении к Fe (t = 1539 0 C):
1.Легкоплавкие металлы – Cs, K, Sn, Mg, Al, Cu.
2.Тугоплавкие металлы – Ti, Mo, Nb, Mo, W.
По химической активности в отношении к потенциалу стандартного водородного электрода (j= 0,000 В):
1. Активные металлы – Li, Mg, Be, Zn, Fe, Ni.
2. Неактивные и благородные металлы – Cu, Pb, Ag, Ir, Pt, Au.
По своему строению все металлы являются кристаллическими телами с упорядоченным расположением атомов, что отличает их от аморфных тел, у которых атомы расположены хаотично.
Кристаллическое строение металлов, а также многих неметаллических материалов характеризуется расположением их атомов на определенных направлениях и расстояниях друг от друга, чем образуется форма пространственной атомно-кристаллической решетки. При этом в различных направлениях решетки плотность междуатомного расположения, или упаковки атомов, является неодинаковой, что обусловлено строением их внешних электронных оболочек.
Нагревание или охлаждение кристаллических тел приводит к началу и окончанию их плавления либо кристаллизации при определенных температурах.
Аморфные материалы, например, многие органические и некоторые неорганические полимеры (синтетические смолы, обычные стекла) с хаотичным, беспорядочным расположением атомов имеют одинаковую плотность их упакови во всех направлениях.
При нагревании аморфные тела постепенно размягчаются и переходят в жидкое состояние, при охлаждении также постепенно затвердевают, не обнаруживая определенной температуры таких переходов. Поэтому во многих случаях аморфные материалы считаются жидкостями, имеющими большую вязкость при обычных температурах.
Атомно-кристаллическое строение металлов
А т о м н о е с т р о е н и е металлов и других элементов характеризуется, в основном, зарядом ядра и числом его электронных оболочек, что определяет кристаллическую структуру и свойства элементов. Основная масса атома сосредоточена в его ядре, которое состоит из имеющих заряд протонов и незаряженных нейтронов. Суммарный положительный заряд ядра численно соответствует номеру элемента в периодической системе Д. И. Менделеева и уравновешивается такой же величиной суммарного отрицательного заряда окружающих ядро электронов. Поэтому свободный атом в целом является электрически нейтральной системой.
Энергетическое состояние каждого из электронов характеризует их связь с ядром и движение вокруг ядра по определенным оболочкам сферической или эллипсоидной формы. На этих оболочках статистическое распределение величины заряда непрерывно движущегося электрона является неравномерным, чем создается электронное облако соответствующей конфигурации. Количество электронных оболочек атома определяет номер периода, к которому отнесен данный элемент в периодической системе.
Число электронов на внешней оболочке атома, которое может достигать восьми, характеризует номер группы данного элемента в периодической системе и определяет его валентность. Наибольшее влияние на кристаллическую структуру элемента оказывает форма электронных облаков, создаваемых внешними электронами.
Гипотеза о том, что в кристаллах существует пространственное, периодическое расположение атомов, впервые была выдвинута в 1860 году крупнейшим русским кристаллографом Е.С.Федоровым. И только в 1912 году немецкий физик М.Лауэ предложил пропустить через кристалл пучок рентгеновских лучей и, изучив получившуюся на фотопластинке дифракционную картину, дал математическую теорию этого явления, за что был удостоен Нобелевской премии. Результатами исследования стали экспериментальное подтверждение гипотезы о закономерном расположении атомов в кристаллах, доказанность волновой природы рентгеновских лучей и создание метода рентгеноструктурного анализа строения атома.
К р и с т а л л и ч е с к о е с т р о е н и е обусловлено значительными силами межатомной связи, возникающими за счет энергии взаимодействия электронов внешних атомных оболочек. Эта энергия Е притяжения и отталкивания имеет электростатическую природу, ее величина возрастает с повышением количества взаимодействующих электронов, а также с уменьшением расстояния r между центрами атомов (рис.1).
При температурах существования материала в расплавленном состоянии его атомы обладают повышенной энергией и совершают хаотичные перемещения, включая колебания около определенных положений и переходы в новые положения. Небольшие расстояния между атомами в этих условиях имеют порядок размеров самих атомов, поэтому атомы, взаимодействуя друг с другом, притягиваются, соударяются, обмениваются энергией и отталкиваются.
Рис. 1. Зависимость энергии взаимодействия двух атомов от расстояния между ними
В процессе охлаждения расплава тепловые колебания и перемещения атомов все более ограничиваются так, что на расстояниях r, превышающих межцентровую величину d0, энергия притяжения преобладает над энергией отталкивания и атомы сближаются. При малых расстояниях r начинает быстрее возрастать энергия отталкивания и, когда произойдет касание внешних электронных оболочек на расстоянии d0 , результирующая энергия взаимодействия атомов становится минимальной. В таком случае при остывании материала они занимают равновесное, устойчивое положение, потому что для перехода атомов из этого состояния необходимо преодолеть значительную энергию их отталкивания либо притяжения. Этим создается периодическое пространственное расположение атомов на расстояниях d0 с минимальным запасом свободной энергии, что и представляет кристаллическое строение материалов. Указанное постоянное положение атомов распространяется на значительные расстояния и характеризует их дальний порядок.
Если атомы расплава имеют малые значения энергии взаимодействия, то при охлаждении они не могут приобретать устойчивость, так как под воздействием внешних сил продолжают переходить в новые положения. После остывания такого расплава его атомы остаются расположенными хаотично, формируя аморфную структуру материала. При этом в небольших группировках атомов может возникать и разрушаться динамическое подобие их правильного расположения, составляя ближний порядок.
Сильная межатомная связь, создающая кристаллическую структуру элементов, в зависимости от числа электронов на внешней оболочке и количества электронных оболочек атома проявляется в нескольких основных видах
(рис. 2).
Металлическая связь возникает при наличии на внешней оболочке слабосвязанных с ядром валентных электронов, которые, легко перемещаясь по внешним оболочкам соседних атомов, становятся коллективизированными электронами (рис. 2, а). Отдавая свои валентные электроны в «коллективное пользование», атомы превращаются в положительные ионы, окруженные подобием электронного газа. Это создает кулоновские силы взаимодействия зарядов, что удерживает ионы-атомы в устойчивых положениях, формируя кристаллическую решетку типа электронного кристалла и придавая ему характерные металлические свойства.
Такой вид межатомной связи устанавливается при наличии на внешней оболочке менее четырех электронов и увеличенном общем количестве элетронных оболочек. Следовательно, у элементов, расположенных в периодической системе левее и ниже, усиливаются металлические свойства.
Ковалентная связь осуществляется в случае более сильного притяжения внешних электронов к ядру (рис. 2, б). При этом такие электроны двух или более атомов коллективизируются в пары, которые перемещаются одновременно по внешним оболочкам двух атомов. Кулоновские силы взаимодействия этих электронов с ядрами двух атомов обеспечивают парноэлектронную связь и устойчивость атомов в равновесном положении. При таких условиях образуется валентный кристалл со свойствами переходного типа между металлами и металлоидами.
Этот вид связи возникает у элементов с увеличенным до четырех-семи числом внешних валентных электронов и небольшим количеством внутренних электронных оболочек.
Рис. 2. Виды межатомной связи при образовании кристаллической структуры:
а – металлическая связь, б – ковалентная связь, в – молекулярная связь
Молекулярная связь появляется при условиях прочного сцепления внешних электронов с ядром и невозможности их перехода на оболочки других атомов с протеканием процесса коллективизации (рис.2, в). При сближении таких атомов происходит взаимодействие между их электрическими полями, из-за чего центр тяжести отрицательного заряда каждого атома смещается относительно положительного ядра, т.е. атомы поляризуются. В этом случае атомы удерживаются в равновесных положениях и создают кристалл благодаря более слабым, чем кулоновские, электростатическим силам Ван-дер-Ваальса, голландского ученого, впервые установившего действие таких молекулярных сил при исследовании газовых состояний. Они проявляются при взаимодействии как молекул, так и отдельных атомов, считающихся простейшей формой молекул. Поэтому образующуюся структуру называют молекулярный кристалл, его свойства соответствуют типичным металлоидам.
Молекулярный тип связи создается при наличии заполненной восемью электронами внешней оболочки и наименьшем количестве других оболочек, т. е. металлоидные свойства усиливаются у элементов, расположенных выше и правее в периодической системе.
Атомно-кристаллическое строение металлов и других материалов рассматривается с использованием пространственной модели жестких шаров, располагаемых в местах устойчивого состояния атомов. Соединение центров таких шаров воображаемыми линиями позволяет представить кристаллическую решетку, в которой точки пересечения линий называются узлами. Решетка состоит из множества повторяющихся простых многогранников – элементарных ячеек, форма которых зависит от конфигурации электронных оболочек атомов. При достаточно большом количестве ячеек кристаллическая решетка приобретает визуально заметный объем, который по геометрической форме подобен ячейке и называется кристаллом.
Классификация кристаллов производится по степени симметрии их формы в отношении кристаллографических осей x, y, z, проведенных под углами a, b, g через центр ячейки и пересекающихся с ее гранями (рис. 3). На этих осях отсекаются гранями ячейки отрезки a, b, c, противолежащие соответствующим углам между осями и называемые параметрами решетки.
Рис. 3. Углы между кристаллографическими осями и отрезки, отсекаемые
на них гранями ячейки
В зависимости от соотношений между величинами параметров a, b, c и значениями углов a, b, g образуются различные степени симметрии решетки, которые позволяют выделить несколько основных кристаллографических систем (рис. 4).
1. Кубическая: все углы равны 90° , все параметры одинаковы, типичный многогранник – куб (рис. 4, а).
2. Гексагональная: все горизонтальные параметры равны между собой и перпендикулярны к неравному им вертикальному параметру, типичный многогранник – шестигранная призма (рис.4, б).
3.Тетрагональная: все углы прямые, два параметра равны друг другу и не равны третьему, типичный многогранник – квадратный параллелепипед (рис.4, в).
4. Ромбическая: все углы прямые, все параметры не равны между собой, типичный многогранник – прямоугольный параллелепипед с неквадратными сторонами (рис.4, г).
Рис. 4. Виды кристаллографических систем: а – кубическая, б – гексагональная,
в – тетрагональная, г – ромбическая, д – ромбоэдрическая, е – моноклинная,
ж – триклинная
5. Ромбоэдрическая: все углы равны между собой, но не равны 90, все параметры равны, типичный многогранник – ромбоэдр (рис.4, д).
6. Моноклинная: одна из осей наклонна (b№90°), все параметры неравны, типичный многогранник – параллелепипед (рис.4е).
7. Триклинная: все углы не прямые и неравные между собой так же, как и параметры, типичный многогранник – косоугольный параллелепипед (рис.4ж).
Кроме рассмотренных семи видов простых кристаллографических систем, где атомы находятся в вершинах многогранников, существуют четырнадцать типов кристаллических решеток с дополнительными атомами, расположенными внутри многогранников. Такие решетки являются плотноупакованными, они наиболее характерны для большинства технически важных металлов: Fe, Al, Cu, Mg, Ti, Zn, Sn, Co, Ni. Это объясняется особенностью межатомной металлической связи, которая проявляется сильнее, когда электроны могут легче перемещаться по внешним оболочкам наиболее плотно расположенных атомов.
К самым распространенным типам плотноупакованных решеток относятся объемноцентрированная кубическая (ОЦК), гранецентрированная кубическая (ГЦК), гексагональная плотноупакованная (ГПУ) (рис.5).
Взаимное расположение атомов в таких решетках определяет свойства металла и характеризуется несколькими основными показателями.
Период решетки а представляет расстояние между центрами ближайших атомов в вершинах ячейки и измеряется в специальных кристаллографических единицах «ангстремах» – 1 Å = 10-10 м. (рис. 5). Величина периода обычно находится в пределах от 1Å до 7Å.
Рис. 5. Основные типы плотных кристаллических решеток:
а – объемноцентрированная кубическая, б – гранецентрированная кубическая,
в – гексагональная плотноупакованная
В простой кубической ячейке период а равен двум радиусам атомов, т. е. диаметру d атома. В плотных кубических решетках диаметр атома соответствует расстоянию между атомом в вершине и атомом в центре ячейки либо в центре грани, поэтому период таких решеток превышает диаметр атома (рис. 5а, б).
В гексагональной и тетрагональной решетках учитывается также расстояние с – длина ребра призмы или параллелепипеда (рис. 5, в). Показателем плотности является величина с/а, которая для решетки ГПУ составляет 1,633, если с/а № 1,633, решетка считается неплотной. Для тетрагональной решетки величина с/а определяет степень ее тетрагональности.
Базис решетки Б характеризуется числом ее атомов, принадлежащих целиком или частично одной ячейке.
Координационное число К указывает, каково наибольшее количество атомов, расположенных на одинаковых, ближайших расстояниях от каждого атома. Это число в значительной мере определяет характеристики структуры и свойств материалов. Так, его высокие значения обусловливают металлические свойства, при малых значениях формируются свойства металлоидов.
Коэффициент компактности Д определяет плотность упаковки атомов в ячейке и показывает, какую долю всего объема ячейки занимают атомы, оставляя соответствующую долю на пустоты между ними.
С увеличением числовых значений рассмотренных характеристик решеток, в соответствии с показателями табл. 1 для технически важных металлов, повышается их термодинамическая устойчивость, улучшаются многие физико-механические свойства.
К р и с т а л л о г р а ф и ч е с к и е п л о с к о с т и и н а п р а в л е н и я в решетке характеризуют различные виды упорядоченности расположения атомов и обозначаются определенными числовыми индексами. Это используется при исследованиях и описаниях энергетических процессов в кристаллических материалах, изменений их физико-химических и механических свойств.
Координаты атомов кристаллической решетки устанавливаются путем выбора начала координат в одном из ее атомных узлов. При этом на координатных осях получаются отрезки а, в, с, равные длине ребер кристаллической ячейки и составляющие осевую еденицу. В таких условиях координаты атомов решетки обозначаются простыми числами с положительным либо отрицательным знаком в квадратных скобках вида [m n p], пропорционаьными осевой еденице. Например, в решетке ОЦК координаты атома в центре куба обозначаются числами [], координаты атома верхней грани куба, находящегося в конце ребра, параллельного оси y, обозначаются числами [011] (рис.6, а).
Кристаллографические плоскости размещаются в решетке так, чтобы в каждой из них содержалось не менее трех узловых атомов. Положение таких плоскостей в решетке определяется длинами отрезков, отсекаемых каждой плоскостью на выбранных координатных осях и выраженными в осевых еденицах. Для обозначения плоскостей используются кристаллографические индексы в круглых скобках вида (h k l), которые представляют простые целые числа, обратно пропорциональные длинам отрезков на координатных осях, согласно общему уравнению плоскости из аналитической геометрии.
Например, в решетке ОЦК имеются три плоскости граней куба, каждая из которых пересекает одну координатную ось, при этом отсекаемые на трех осях отрезки имеют длину (1, ∞, ∞), (∞, 1, ∞), (∞, ∞, 1) (рис. 6, б). Перейдя к обратным значениям длин отрезков, получим индексы данных плоскостей (100), (010), (001). Плоскость, проходящая по вертикали через диагональ куба и представляющая грань ромбического додекаэдра, характеризуется индексами (110), плоскость в виде грани октаэдра – индексами (111) (рис. 6, в, г).
Совокупность кристаллографически идентичных плоскостей с однотипными индексами (включая их отрицательные значения) и одинаковым межплоскостным расстоянием обозначается индексами одной из данных плоскостей, заключенными в фигурные скобки. Например, индексы для совокупности плоскостей граней куба – {100}, для совокупности октаэдрических плоскостей – {111}.
Кристаллографические направления представляют прямые, проходящие в решетке не менее чем через два узловых атома так, что все атомы, лежащие на данной прямой, находятся на одинаковых расстояниях друг от друга. Выбрав начало координат в одном из этих атомных узлов, устанавливают координаты любого атома данной прямой. Индексы направления при этом обозначаются простыми целыми наименьшими числами, пропорциональными найденным координатам атома, в квадратных скобках вида [u v w]. Так, в решетке ОЦК индексы направлений осей координат совпадают с индексами плоскостей граней куба и представляют [100], [010], [001], индексы направлений диагоналей граней обозначаются [101], [011], [110], индексы направления диагонали куба – [111] (рис. 6, д).
Рис.6. Основные кристаллографические координаты, плоскости и направления решетки ОЦК: а – координаты атомов, б – индексы плоскостей граней куба; в – индексы вертикальной диагональной плоскости куба; г – индексы наклонной диагональной плоскости куба; д – индексы направлений куба
Совокупность кристаллографически идентичных параллельных направлений обозначается индексами одного из таких направлений, помещенных в угловые скобки. Например, индексы для совокупности направлений диагонали куба - 111, для совокупности направлений диагонали грани - 011.
Гексагональная кристаллографическая система для обозначения атомных плоскостей и направлений требует применения четырех координатных осей с использованием четырехзначных числовых индексов.
А н и з о т р о п и я кристаллов характеризуется зависимостью их физико-механических свойств от нпарвления действия внешних факторов, что проявляется в однородном монокристалле с определенной геометрической ограненной формой. Подобная неодинаковость свойств касается упругости, прочности, теплового расширения, теплопроводности, скорости света (в прозрачных кристаллах), скорости звука, что объясняется разной плотностью упаковки атомов в различных кристаллографических плоскостях и направлениях. Поэтому, например, под действием механической нагрузки на монокристалл его деформация легче начинается по плоскостям и направлениям с наиболее плотной упаковкой атомов. Это происходит как сдвиг тонких слоев – пачек – монокристалла относительно друг друга по таким плоскостям и направлениям – системам скольжения.
И з о т р о п и я аморфных материалов с хаотичным пространственным расположением атомов представляет одинаковость их свойств при различных направлениях воздействия внешних факторов. Это связано с однородной во всех направлениях плотностью упаковки атомов в аморфных материалах.
Металлические материалы состоят из множества анизотропных кристаллов с различной кристаллографической ориентацией и границами между ними, представляющих кристаллические зерна. Анизотропность каждого кристаллического зерна нивелируется анизотропностью соседних разориентированных зерен так, что свойства такого поликристаллического мтеалла не зависят от направления действующих факторов, и металл в целом является изотропным, или псевдоизотропным.
Если кристаллическим зернам придать одинаковую общую ориентацию, то структура металла приобретает направленность, называемую текстурой, чем создается анизотропия металла. Такая текстура может быть получена за счет воздействия на металл различными технологическими методами, например, обработкой давлением с протеканием процессов значительной холодной пластической деформации.
П о л и м о р ф и з м или а л л о т р о п и я предстаяляет способность некоторых металлов и других кристаллических элементов существовать в нескольких кристаллических формах, переходя из одной в другую при изменениях окружающей температуры либо при действии больших давлений. Эта способность связана со стремлением атомов занять в решетке положения с наименьшим запасом свободной энергии.
Полиморфные превращения происходят при определенных температурах и сопровождаются экзо- или эндотермическим эффектом. При этом происходит перекристаллизация, изменяются структурное состояние элемента, его основные физико-химические и механические свойства.
Таблица 1
Характеристики кристаллических решеток металлов
|
Металл и его кристаллическая форма |
Тип решетки |
Период |
База |
Координац. число |
Коэфф. компактности |
|
Fea, Tib, Cr, Nb, Mo, W, C |
ОЦК |
Б2 |
К8 |
Д 0,68 |
|
|
Feg, Nib, Cob, Cu, Ag, Au |
ГЦК |
Б4 |
К12 |
Д 0,74 |
|
|
Tia, Coa, Nia, Mg, Zn, Cd |
ГПУ |
Б6 |
Г12 |
Д 0,74 |
Полиморфизмом обладают такие технически важные металлы, как Fe, Ti, Co, Ni, Zn, Sn. Различные кристаллические формы одного металла можно расположить в модификационный ряд, начиная с самой низкотемпературной и применяя для них соответственные буквенные обозначения: a, b, g, d (табл. 1).
Кроме изменения структурного состояния, нагрев уменьшает магнитные свойства ферромагнитных металлов Fe, Ni, Co, так что при определенных температурах, соответствующих точке Кюри, у них происходит полная потеря магнитных свойств. Такое явление объясняется наличием у этих металлов магнитной структуры, самопроизвольно образованной доменами – макроскопическими участками, в которых электронные спины атомов располагаются параллельно и создают магнитный момент. При нарастании тепловых колебаний атомов доменная структура и магнитные свойства ферромагнетиков теряются, но восстанавливаются при последующем охлаждении.
Дефекты реальных кристаллов
В рассмотренных видах атомно-кристаллического строения металлов было принято геометрически правильное, идеальное расположение атомов в объеме кристаллической решетки. Однако реальное строение отличается от идеального присутствием различных отклонений – дефектов кристаллической решетки. Их существование связанно с тепловыми колебаниями собственных, однородных атомов решетки, с наличием в реальной атомной структуре чужеродных атомов, а также внутренних напряжений.
Тепловое движение заключается не только в колебаниях атомов, но и в поступательном их перемещении, что представляет самодиффузию. При этом процессе происходят как нарушения правильного строения решетки с образованием дефектных мест, так и их восстановление.
Чужеродные атомы всегда имеются даже в самом чистом металле, в сплавах они содержатся в определенных количествах. Перемещение атомов в этих условиях зависит от сил межатомной связи, концентрации чужеродных атомов и обусловливает процесс диффузии.
Внутренние сдвиговые напряжения возникают под влиянием пластической деформации, которая заключается во взаимном смещении атомных слоев, что вызывает появление различных дефектов.
Классификация дефектов решетки производится по геометрическим характеристикам и включает их следующие основные виды: точечные, линейные, поверхностные, объемные.
Идеальный кристалл бесконечен, нарушение бесконечности представляет дефект, следовательно, всякая поверхность кристалла (пора, граница, свободная поверхность) является дефектом.
Точечные дефекты имеют размеры, близкие к межатомному расстоянию и включает вакансии, межузельные собственные атомы металла и чужеродные атомы (рис. 7). Они возникают вследствие тепловых колебаний атомов и в результате пластической деформации.
Вакансия (дефект Шоттки) представляет пустой узел решетки, который образуется за счет выхода из этого узла атома с повышенной энергией (рис. 7, а). Последующая диффузия такого атома может вывести его к свободной поверхности, к поверхности поры, границе зерен. Его место занимает соседний атом, образуя вакансию, и таким образом вакансии перемещаются.
Рис. 7. Виды точечных дефектов: а – вакансия, б – межузельный атом,
в – чужеродный атом
Объем одной вакансии составляет 0,47 объема атома, поэтому в равновесной структуре при данной температуре имеется определенная, равновесная концентрация вакансий. При температуре, близкой к температуре плавления, доля вакансий составляет 2% от общего числа атомов, равного 1020 в 1 см3.
Равновесная концентрация поддерживается протеканием процессов появления и уничтожения вакансий на граничных и свободных поверхностях структуры. Высокотемпературную концентрацию вакансий можно сохранить путем быстрого охлаждения структуры.
Межузельные атомы (дефекты Френкеля) появляются в результате их выхода из узлов решетки с оставлением вакансий и внедрением в пространство между узлами (рис. 7, б,в). Это внедрение может произвести как собственный атом решетки, так и чужеродный атом, для чего требуется значительно больше энергии, чем для занятия вакантного узла. Поэтому основными точечными дефектами кристаллической решетки являются тепловые вакансии.
Наличие точечных дефектов нарушает равновесное состояние соседних атомов и приводит к их смещению вокруг вакансии в объеме двух- трех атомных слоев на величину в несколько долей межатомного расстояния. Такое смещение вокруг межузельного атома значительно превышает смещение вокруг вакансии, в результате этих искажений решетки заметно изменяются некоторые физико-механические свойства металлов.
Линейные дефекты отличаются значительной протяженностью в направлении одной линии и очень малыми размерами в других направлениях кристаллической решетки. К ним относятся цепочки уже известных точечных дефектов, а также дислокации – границы между областью структуры с завершенной ее деформацией по определенным плоскостям сдвига и областью с незавершенной деформацией (рис. 8). При этом в решетке возникает лишняя атомная плоскость – экстраплоскость с оборванным краем АВ, представляющим линию дислокации (рис. 8, а).
Рис. 8. Схема образования дислокаций: а– краевая дислокация,
б – винтовая дислокация
При образовании линии дислокации АВ, перпендикулярной вектору сдвига , ее называют краевой дислокацией, если же появляется линия дислокации EF, параллельная вектору сдвига, то дислокацию называют винтовой.
Краевая дислокация представляет в поперечном сечении лишнюю атомную полуплоскость, расположенную вдоль всего протяжения плоскости сдвига АВСД (рис. 8, а). Вблизи краевой дислокации кристаллическая решетка в сравнении c бездефектной областью получает сдвиговые и нормальные напряжения, которые упруго распространяются на 3...5 межатомных расстояний, искажая правильную геометрию решетки.
Винтовая дислокация рассматривается как ось EF, вокруг которой по винтовой линии закручена атомная плоскость (рис. 8, б). Упругие искажения решетки вокруг этой оси представляют только сдвиговые напряжения и также распространяются на несколько периодов решетки.
Мерой этих искажений и энергии дислокаций служит вектор Бюргерса, представляющий разность b между периметром контура А’АВСD, проведенного по атомным плоскостям вокруг центра дислокации, и периметром контура АВСD, проведенного по таким же плоскостям вокруг атома бездефектной решетки (рис.9).
Рис. 9. Схема определения вектора Бюргерса: а– контур АВСД вокруг атома бездефектной решетки, б – контур А/АВСD вокруг центра дислокации,
А/А = b – вектор Бюргерса
Величина вектора Бюргерса равна сумме упругих искажений решетки на линии контура и не зависит от размеров и формы контура. Если дислокация является полной, то вектор Бюргерса равен периоду решетки: b=a, у частичной дислокации вектор Бюргерса не равен периоду. Для нескольких дислокаций вектор Бюргерса составляет геометрическую сумму векторов каждой дислокации.
Дислокация – подвижный эффект и не может оборваться внутри структуры. Она либо выходит на поверхность, либо образует петлю или соединяется с другими дислокациями, что происходит под действием небольших касательных напряжений. При таких перемещениях дислокационная полуплоскость переходит в полную атомную плоскость, а ее место занимает соседняя плоскость. Краевая дислокация перемещается по плоскости скольжения, винтовая – в любой плоскости, проходящей через ось дислокации.
Подвижность дислокаций можно характеризовать, применив аналогию с перемещением тяжелого ковра, когда для его движения путем последовательного создания сдвиговых складок, подобных дислокациям, требуются небольшие усилия.
Энергия дислокаций и силы их взаимодействия пропорциональны квадрату величины вектора Бюргерса. При этом принимается, что дислокации, находящиеся сверху плоскости сдвига, условно имеют положительный знак, а расположенные снизу плоскости сдвига – отрицательный знак. В процессе перемещений дислокации одинакового знака отталкиваются, разного знака – притягиваются и при контактировании взаимно уничтожаются.
Перемещением дислокаций осуществляется пластическая деформация металлов так, что чем легче перемещаются дислокации, тем легче происходит деформация, поскольку при этом она обеспечивается путем смещения небольшого числа атомов, а их основное количество остается неподвижным.
Дислокации взаимодействуют с точечными дефектами, притягивая вакансии и этим снижая общую энергию. Чужеродные атомы скапливаются около линии краевой дислокации и образуют атмосферу Коттрелла, что уменьшает подвижность дислокаций, повышая сопротивление деформации.
Возникновение дислокаций связано с процессами кристаллизации, а также деформации металла, когда в нем возникают внутренние напряжения сдвига.
Плотность дислокаций оценивается суммарной протяженностью их линий l в единице объема структуры V:
см-2.
В зависимости от состояния напряжений в кристаллической структуре плотность дислокаций изменяется в широких пределах (табл. 2).
Таблица 2
Плотность дислокаций различных материалов
|
Кристаллический материал |
Плотность , см-2 |
|
Кристаллические усы |
без дислокаций |
|
Полупроводниковый монокристалл |
103 |
|
Отожженный металлический монокристалл |
105 |
|
Отожженный поликристалл |
107 |
|
Деформированный металл |
1010 |
|
Закаленная сталь |
1012 |
|
Гальваноосажденный металл |
1013 |
Плотность дислокаций оказывает большое влияние на физико-механические свойства материалов, например, на электрические свойства полупроводников, на механические свойства металлов. С появлением дислокаций и других дефектов реальные характеристики прочности приобретают на порядок меньшую величину в сравнении с расчетной, теоретической прочностью. Однако при повышении плотности дислокаций сверх критической величины =107 см-2 происходит увеличение показателей прочности (рис. 10).
Две восходящие ветви графика определяют два возможных пути упрочнения металлов: за счет уменьшения числа дефектов структуры для повышения степени ее совершенства (кривая 1) либо методами увеличения числа дефектов, затрудняющих их перемещение – применением легирования, термической обработки, пластического деформирования (кривая 2).
Рис. 10. Влияние плотности дислокаций на прочность металлов
Поверхностные дефекты располагаются на определенной площади в структуре, будучи очень малыми по толщине. Так как металлы, применяемые в технике, являются поликристаллическими, то поверхностные дефекты представляют границы между кристаллическими зернами (кристаллитами), между субзернами – блоками мозаики, а также имеют вид дефектов упаковки (рис. 10).
Рис. 11. Схема межкристаллитных и межблочных границ зерен
Межкристаллитные границы возникают в процессе образования и роста зерен из-за появления их различной кристаллографической ориентации с большим угловым разворотом в несколько десятков градусов. При этом граница приобретает характер промежуточного слоя толщиной в 3...5 атомных слоев, где решетка одного зерна переходит в решетку другого. В такой зоне оказывается нарушенным правильный порядок расположения атомов, здесь образуется повышенная плотность дислокаций, скапливаются чужеродные атомы.
Межблочные границы в каждом зерне формируются субзернами – блоками структуры с малой взаимной угловой разориентацией, составляющей не более 5. Их границы состоят из дислокаций, стремящихся занять равновесные положения и образующих дислокационные стенки.
При уменьшении размеров блоков и увеличении угла их разориентации возрастает плотность дислокаций в кристаллических зернах, повышается уровень потенциальной энергии граничных слоев. В падающем свете микроскопа такая блочная поверхность зерен создает отражение в виде мелких пятен различной яркости, из-за чего эту структуру называют мозаичной.
Дефекты упаковки атомов образуются в виде ограниченной дислокациями части атомной плоскости, где различный запас энергии атомов создает отклонения от правильного чередования атомных слоев.
Наибольшее влияние оказывают поверхностные дефекты на механические свойства металлов, при этом главная роль принадлежит границам зерен. С уменьшением размеров зерен возрастает протяженность их границ, что заметно повышает предел текучести, ударную вязкость металлов и в меньшей степени увеличивает их предел прочности.
Объемные дефекты характеризуются большими размерами по всем трем направлениям и представляют трещины, поры, раковины, другие несплошности кристаллической структуры. Их поверхности служат участками скопления вакансий, чужеродных атомов, дислокаций, что создает здесь повышенный запас свободной энергии.
Аморфные металлы (металлические стекла МС) получают путем высокоскоростного охлаждения металла из парообразного, ионизированного или жидкого состояния, обеспечивая их затвердевание прежде, чем произойдет кристаллизация, из-за чего в образующейся структуре отсутствует дальний порядок в расположении атомов. В результате сплавы приобретают особые механические и физико-химические свойства, что обеспечило их эффективное применение в приборостроении и других отраслях техники.
Плавление и кристаллизация металлов
Формирование кристаллической структуры металлов происходит в процессе их охлаждения из парообразного или расплавленного состояния. Это явление обусловлено действием второго закона термодинамики, согласно которому в макроскопических системах с изменением окружающих условий процессы развиваются в таком направлении, когда система приобретает более устойчивое состояние, с меньшим запасом свободной энергии.
При повышении окружающей температуры t жидкого либо твердого металла запас его свободной энергии G (энергии Гиббса) уменьшается, причем более резкое снижение наблюдается для жидкого состояния металла (рис.12,кривая 1). В точке, где обе кривые пересекаются, устанавливается равновесная температура tр, при которой одновременно существуют жидкая и твердая фазы металла, обладающие одинаковым запасом энергии Gp.
Рис. 12. Зависимость свободной энергии металла от изменения температуры в жидком и твердом состояниях: 1 – жидкий металл, 2 – твердый металл
Фазовый переход металла из жидкого в кристаллическое состояние может начаться при температуре tкр., которая ниже равновесного значения tр на величину степени переохлаждения t1. Этим создается избыток свободной энергии G1 жидкой фазы по сравнению с кристаллической фазой, что служит необходимым условием действия второго закона термодинамики и начала процесса кристаллизации.
С повышением температуры на величину степени перегрева t2 у твердой фазы металла возникает избыток свободной энергии G2, и по вышеназванной причине начинается процесс плавления при температуре tпл.
Скорость процесса охлаждения, а также природа металла определяют величину степени переохлаждения, температуру и скорость кристаллизации, что иллюстрируют кривые охлаждения (рис. 13). Обычные небольшие скорости охлаждения V1 создают малые значения степени переохлаждения t1, за счет чего кристаллизация протекает почти при равновесной температуре tр в течение значительного времени 1–2. Постоянная температура кристаллизации поддерживается благодаря саморегулируемой компенсации теплоотдачи в окружающую среду за счет соответствующего выделения внутренней теплоты кристаллизации, при этом величина t1 составляет 10...20С.
Рис. 13. Кривые кристаллизации металла при скоростях охлаждения V1<V2
При высоких скоростях охлаждения V2 степень переохлаждения увеличивается до значения t2 и может достигать нескольких сотен градусов. Продолжительность кристаллизации в этих условиях сокращается до величины 3–4, температура кристаллизации становится ниже равновесного значения tр.
Д.К. Чернов установил, что скорость кристаллизации определяется двумя основными процессами: скоростью роста числа центров кристаллизации в единице объема и скоростью увеличения размеров кристаллических зерен.
Изменение этих параметров теоретически и экспериментально исследовал Г.Тамман, выявив при этом их зависимость от степени переохлаждения (рис. 14). Результаты исследования показали, что при нулевой величине степени переохлаждения t значения скорости роста числа центров кристаллизации в единице объема (Vчц, 1/мм3·с) и скорости увеличения размеров кристаллических зерен (Vск, мм/с) также равны нулю, и кристаллизация не идет. При малых значениях t быстрее нарастает скорость увеличения размеров кристаллов Vск (кривая 2), и зерна успевают приобрести крупные размеры. С повышением величины t скорость роста числа центров кристаллизации Vчц(кривая 1) становится намного больше, чем Vск, из-за чего размер зерен получается небольшим.
С дальнейшим ростом скорости охлаждения и величины t скоростные показатели процесса кристаллизации уменьшаются, приближаясь к нулю. При определенных условиях, как было показано выше, может произойти застывание металла с образованием аморфной структуры.
Таким образом, увеличивая скорость охлаждения жидкого металла, можно формировать его мелкокристаллическую структуру и тем самым повышать механические свойства. При этом средняя площадь сечения S получаемых зерен приближенно определяется выражением: S=1,1(Vск/Vчц)3/4.
Рис. 14. Зависимость скорости роста числа центров кристаллизации Vчц (1) и скорости увеличения размера зерен Vск (2) от степени переохлаждения
В реальных условиях получения металла, кроме этого, применяется метод модифицирования структуры путем введения в расплав добавок-модификаторов, образующих нерастворимые частицы в роли центров кристаллизации, либо за счет добавления растворимых поверхностно-активных веществ, замедляющих скорость роста кристаллов. В качестве модификаторов используются Al, V, Ti, B, Na в количестве нескольких сотых долей процента.
Строение сплавов
Чистые металлы обладают комплексом строго определенных свойств, обусловленных собственной природой, что ограничивает их применение в технике. Наиболее широко используются сплавы металлов с различными элементами как металлическими, так и неметаллическими в соответствующих количественных соотношениях. Это позволяет получать определенные характеристики строения сплава и управлять его свойствами согласно требованиям к изготовляемым деталям.
Компонентами сплава называют все элементы, входящие в его состав. В зависимости от числа компонентов различают двойные, тройные и сложные сплавы.
Фазой сплава является его область, имеющая однородное строение, определенные свойства и отделенная от других областей поверхностью раздела. Сплавы могут быть однофазными, двухфазными, трехфазными и многофазными.
В жидком состоянии сплавы имеют однофазное строение в виде атомарной смеси их компонентов. При затвердевании компоненты сплава вступают во взаимодействие друг с другом, характер которого обусловливает получение определенного фазового состава. В зависимости от свойств компонентов и вида их взаимодействия в твердом сплаве могут возникать фазовые состояния трех основных типов.
1. Твердые растворы с кристаллической решеткой одного из компонентов (растворителя), в котором за счет диффузии распределены атомы других компонентов (растворяемых).
2. Химические соединения с новой кристаллической решеткой, в которой атомы компонентов химически связаны в соответствующем количественном отношении, располагаясь в определенных местах решетки.
3. Механические смеси зерен компонентов сплава или образовавшихся фаз, которые не могут взаимно диффундировать либо химически взаимодействовать.
Твердые растворы образуются при наличии растворимости компонентов сплава, которая обусловлена однотипностью их кристаллических решеток и разностью периодов не более 15%. Растворителем при этом служит тот компонент, чья решетка сохраняется в сплаве, если же решетки компонентов одинаковы, то растворителем будет компонент с концентрацией в сплаве более 50%.
Твердый раствор любого числа компонентов является однофазной структурой и в этом смысле он аналогичен жидкому раствору. С повышением температуры скорость диффузии атомов растворяемого компонента и его растворимость повышаются, что уменьшает также неравномерность концентрации компонентов в сплаве. При структурно-фазовых исследованиях компоненты сплава обозначают буквами А, В, С и т.д., твердые растворы – , , , и т.д.
С учетом расположения атомов компонентов в кристаллической решетке различают твердые растворы замещения, внедрения и вычитания.
Твердые растворы замещения образуются как результат частичного вытеснения атомами растворяемого компонента атомов растворителя с их узловых положений. При этом атомы решетки растворителя переходят на места вакансий либо вытесняются в междоузлия, в итоге создается кристаллическая решетка с распределением атомов растворяемого в решетке растворителя.
Ограниченная растворимость, характеризуемая предельно возможным количественным соотношением компонентов в сплаве, обусловлена величиной разности их периодов от 8 до 15%.
Неограниченная растворимость подразумевает распределение в кристаллической решетке сплава атомов компонентов при любом их соотношении, если разность периодов меньше 8%. Так, Fe создает неограниченный ряд твердых растворов с Cr, F – c Ni.
Во многих неограниченных твердых растворах при охлаждении до предельных температур атомы компонентов занимают правильно чередующиеся, упорядоченные положения, что приводит к изменению механических и физических свойств структуры.
Твердые растворы внедрения возникают, когда атомы растворяемого компонента размещаются в междоузлиях (порах) решетки растворителя. Для этого необходимо, чтобы радиус атома растворяемого был значительно меньше атома растворителя и соответствовал размеру поры. Этому условию в металлических сплавах удовлетворяет содержание в них некоторых элементов I и II периодов периодической системы, имеющих очень малые радиусы: H, N, C, B. Твердые растворы внедрения всегда являются ограниченными. Например, в основе технических сплавов железа лежат твердый раствор С в Fe с решеткой ОЦК и предельной растворимостью 0,02%, а также твердый раствор С в Fe с решеткой ГЦК и максимальной растворимостью 2,14%.
При содержании в сплаве более двух компонентов возможно образование раствора замещения с одним растворяемым и раствора внедрения с другим растворяемым.
Твердые растворы вычитания иногда создаются при наличии в качестве растворителя химического соединения компонентов сплава, в кристаллической решетке которого недостает атомов растворяемого элемента. Из-за этого некоторые узлы кристаллической решетки оказываются незанятыми, т.е. возникают «дырки» кристаллической решетки.
Все твердые растворы на основе металлов обладают более высокой твердостью и прочностью, чем чистые металлы, при сохранении хорошей пластичности. Поэтому твердые растворы составляют основу большинства конструкционных сплавов.
Химические соединения в сплавах создаются в случаях, когда компоненты имеют значительные различия строения атомов и кристаллических решеток. При их химическом взаимодействии возникает новая кристаллическая решетка, которая может иметь определенное (стехиометрическое) соотношение чисел атомов компонентов и упорядоченное их расположение, поэтому такие соединения считаются промежуточными фазами.
В зависимости от вида компонентов и химической связи между ними в сплавах различают соединения металлов с металлоидами и металлов с металлами.
Металлы с металлоидами могут создавать межатомные связи ионного типа (оксиды), ионно-ковалентного типа (сульфиды, фосфиды), металлического типа в виде соединений с C, N, B, H (карбиды, нитриды, бориды, гидриды).
Оксиды простого строения вида MeO имеют кристаллическую структуру с частично заполненными металлическими узлами, поэтому обладают полупроводниковыми свойствами. Двойные оксиды вида MeOּFe2O3 содержат в кислородных междоузлиях решетки ионы металла. Это придает им высокое электросопротивление и определенные магнитные свойства, что позволяет создавать на их основе высокочастотные магнитомягкие материалы – ферриты.
Сульфиды и фосфиды образуются при соединении металлов I…III групп с металлоидами V, VI групп подгруппы В периодической системы, например, ZnS, AlP и обладают полупроводниковыми свойствами.
Карбиды, нитриды, бориды, гидриды приобретают кристаллическую структуру в зависимости от соотношения атомных радиусов металлоида и металла. Если указанное соотношение меньше, чем 0,59, то атомы металлоида могут внедряться между атомами металла, которые при этом образуют простую плотноупакованную решетку ГЦК или ГПУ, и получившиеся соединения называются фазами внедрения. В случае соотношения атомных радиусов больше 0,59 образуются более сложные кристаллические структуры с большим числом атомов в элементарной ячейке.
Фазы внедрения представляют карбиды TiC, WC, MoC, VC, нитриды данных металлов, а также Fe и Сr. Они могут иметь переменный состав, отличающийся от стехиометрического меньшим числом атомов в междоузлиях, и характеризуются высокими значениями электропроводности, твердости и тугоплавкости. Поэтому наличие таких карбидов и нитридов предусмотрено в структуре коррозионностойких, жаростойких, износостойких конструкционных сталей, а также инструментальных сталей и твердых сплавов.
Фазы со сложной кристаллической структурой включают карбиды Fe3C (цементит), MnC, Cr7C3. Они имеют повышенные показатели твердости, хрупкости, тугоплавкости, что позволяет использовать их при создании структуры и соответствующих свойств конструкционных, инструментальных сталей и сплавов.
Металлы с металлами могут соединяться, образуя металлическую межатомную связь, при этом возникают фазы электронного типа, фазы Лавеса, -фазы и др.
Электронные фазы создаются при взаимодействии одновалентных металлов I группы, либо переходных металлов с металлами II…V групп периодической системы. В них образуются определенные значения электронной концентрации – числа валентных электронов, приходящихся на один атом.
При электронной концентрации, равной 1,5, возникает кристаллическая решетка ОЦК, обозначаемая -фаза и соответствующая соединениям типа CuZn, Cu3Al, Cu5Sn и др. При пониженных температурах эта -фаза упорядочивается либо распадается на двухфазные смеси, чем обеспечивается упрочнение латуней и бронз.
Если электронная концентрация составляет 1,62, то соединения образуют -фазу со сложной кристаллической решеткой (Cu5Zn8, Co5Zn21), упорядоченным расположением атомов и повышенной хрупкостью.
Когда электронная концентрация равна 1,75, в соединениях возникает -фаза с решеткой ГПУ (CuZn3, Cu3Sn) и неупорядоченным строением, что приближает их свойства к твердым растворам.
Фазы Лавеса образуются, если соотношение атомных радиусов взаимодействующих металлов из различных групп периодической системы составляет 1,2. В этих условиях создаются упорядоченные сложные плотноупакованные решетки типа ГЦК либо ГПУ, придающие фазам постоянный состав, диамагнитные свойства, а также повышенную прочность. Это используется при взаимодействии переходных металлов и создании фаз Лавеса NbFe2, MoFe2, TiFe2, TiCr2 в жаропрочных сплавах.
-фазы в сплавах переходных металлов, имеющих близкие атомные размеры, возникают с частично упорядоченной сложной кристаллической решеткой. Например, в коррозионностойких хромистых сталях при их медленном охлаждении из области существования твердого раствора или изотермической выдержке выделяются кристаллы -фазы, вызывающие повышение твердости и хрупкости.
Механические смеси возникают в условиях, когда физико-химические свойства компонентов сплава или выделившихся в нем фаз не позволяют им образовать твердый раствор либо вступить в химическое взаимодействие. В этом случае структура сплава может представлять чередующиеся зерна выделившихся фаз пластинчатой, игольчатой или сфероидальной формы и называется эвтектикой либо эвтектоидом.
Эвтектика образуется при кристаллизации сплава из жидкого состояния с получением указанной структуры. Так, кристаллизация сплавов Fe – C с концентрацией углерода более 2,14% приводит к появлению частиц твердого раствора С в Feg и переходной фазы Fe3C, создающих эвтектическую смесь двух указанных фаз с повышенной твердостью и хрупкостью.
Эвтектоид возникает при наличии у компонентов сплава полиморфизма с образованием подобных фаз в ходе полиморфных превращений компонентов в твердом состоянии. Например, у сплавов Fe–C, содержащих менее 2,14% углерода, при охлаждении твердого раствора С в Feg происходит распад раствора с образованием эвтектоидной смеси частиц твердого раствора С в Fea и переходной фазы Fe3C. Такой эвтектоид приобретает сочетание пластичности и прочности.
Кристаллизация сплавов
Фазовый состав твердого сплава, или система фаз, формируется в процессе охлаждения и кристаллизации из жидкой фазы, при этом фазовые превращения сопровождаются выделением тепловой энергии и уменьшением энергии Гиббса. Если система фаз приобретает минимальную энергию Гиббса, то изменения термодинамических параметров системы не вызывают фазовых изменений и она остается в равновесии. Такое фазовое равновесие сохраняется при определенном соответствии между числом фаз системы и числом внешних и внутренних параметров (температура, давление, концентрация компонентов), возможное изменение которых не меняет числа фаз, находящихся в равновесии. Число указанных параметров называется числом степеней свободы системы, а названное условие соответствия представляет правило фаз (Гиббса) и выражается уравнением:
С = К + П – Ф,
где С – число степеней свободы,
К – число компонентов системы,
П – число изменяемых внешних параметров,
Ф – число фаз, находящихся в равновесии.
Учитывая возможность присутствия в металлических сплавах жидкой и твердой фаз, принимается во внимание зависимость состояния сплавов от одного внешнего параметра – температуры (П=1), поскольку другой параметр – давление почти не влияет на равновесие жидкой и твердой фаз.
Чистый металл в процессе охлаждения и кристаллизации рассматривается как однокомпонентный сплав (К = 1), поэтому уравнение равновесия фаз принимает вид:
С = 1 + 1 – Ф.
Из полученного выражения следует, что при жидкофазном состоянии металла число степеней свободы составляет С = 1, т.е. система является моновариантной, и ее равновесие сохраняется при изменении температуры расплава соответственно кривой охлаждения (рис.13). С началом процесса кристаллизации появляется вторая фаза – кристаллы, и число степеней свободы соответствует равенству С = 0, при котором система называется нонвариантной. Здесь фазовое равновесие поддерживается при отсутствии степеней свободы, т.е. в условиях постоянной температуры до конца процесса кристаллизации металла.
У двухкомпонентного металлического сплава (К=2) правило равновесия фаз становится выражением:
С= 2 + 1 – Ф.
Оно показывает, что в процессе охлаждения жидкофазного расплава система является бивариантной (С=2) так, что ее равновесие сохраняется при произвольных изменениях температуры и концентрации (рис. 15, линия 1). При появлении второй, кристаллической фазы система становится моновариантной (С=1), допуская изменение температуры согласно кривой охлаждения (рис. 15, линия 2). Скорость охлаждения в это время замедляется из-за выделения скрытой теплоты кристаллизации, что проявляется как перегиб кривой при определенной температуре, называемой критической точкой. Если же в ходе фазовых превращений образуется третья фаза, то системе становится нонвариантной (С=0), и ее равновесие обеспечивается при постоянной температуре (рис. 15, линия 3).
После завершения фазовых превращений и кристаллизации сплава с образованием двух кристаллических фаз система становится моновариантной (С = 1), и ее охлаждение заканчивается при сохранении фазового равновесия (рис.15, линия 4).
Рис. 15. Кривая охлаждения сплава: 1 – охлаждение жидкого сплава;
2 – кристаллизация с выделением одной твердой фазы; 3 – кристаллизация с выделением второй твердой фазы; 4 – охлаждение твердого кристаллического сплава
Кривая охлаждения сплава характеризует его фазовые и структурные превращения при определенных значениях концентрации компонентов и скорости охлаждения. Для других концентраций и скоростей превращения в сплаве протекают с иными закономерностями: возникают новые фазы, изменяются критические температуры и кинетика превращений, что отображается соответствующими кривыми.
Чтобы в системе данных компонентов определить изменения фазового состояния, соотношения фаз и их состава в зависимости от концентрации компонентов и температуры, используются диаграммы состояния или фазового равновесия сплавов. Они строятся в координатах температура – концентрация компонентов (в массовых процентах) по экспериментально полученным кривым медленного охлаждения либо нагревания серии образцов сплавов данной системы с различным содержанием компонентов, например, А и В (рис. 16, а). При этом происходит образование равновесных фаз и устанавливаются точки критических температур, которые затем переносятся на вертикали, соответствующие химическому составу сплавов. Последующим соединением точек, характеризующих однотипные фазовые превращения, получают линии диаграммы состояния (рис. 16, б).
Рис. 16. Принцип построения диаграмм состояния сплавов: а – экспериментальные кривые охлаждения серии образцов; б – диаграмма состояния сплавов
Построенные экспериментально диаграммы состояния сплавов теоретически анализируются, что позволяет для сплава с определенной концентрацией компонентов и при заданной температуре выявить фазовое состояние сплава, соотношение фаз, их состав, а также характер основных свойств сплава. Это дает возможность в последующем разработать оптимальный технологический процесс обработки сплава для получения изделий с использованием методов литья, обработки давлением, процессов сварки, электрофизической обработки, напыления, термической обработки.
Диаграммы состояния сплавов
В зависимости от взаимной растворимости компонентов, результатов их физико-химического взаимодействия диаграммы состояния сплавов могут иметь несколько основных видов.
Диаграмма состояния сплавов с неогра-ниченной растворимостью компонентов уста-навливает температуры, при которых происходят начало и окончание превращений имеющихся двух фаз сплава – жидкой и твердой (рис. 17).
Точка А' соответствует равновесной температуре кристаллизации либо плавления компонента А, точка В' – равновесной температуре тех же превращений компонента В. Линия А'mB' характеризует изменение температуры начала кристаллизации жидких сплавов в зависимости от концентрации компонентов и называется «ликвидус», что по-латыни означает «жидкий». Линия А'nВ' указывает на изменение температуры окончания кристаллизации сплавов в зависимости от их концентрации и называется «солидус» (по-латыни «твердый»).
Рис. 17. Диаграмма состояния сплавов с неограниченной растворимостью компонентов
Таким образом, на диаграмме имеются три области: ж – жидкий сплав (выше ликвидуса), (ж + a) – жидкий сплав и кристаллы a - твердого раствора (между ликвидусом и солидусом), a - твердый раствор (ниже солидуса).
Анализ диаграммы состояния позволяет для сплава любой концентрации и при любой температуре определить его фазовое состояние, состав фаз и количественное соотношение между фазами. Для этого через точку концентрации сплава, например, Х проводится вертикаль и рассматриваются превращения сплава в трех названных областях диаграммы при охлаждении.
В жидкофазной области сплав обладает бивариантным равновесием (С=2), которое сохраняется при изменениях концентрации и температуры.
Во время достижения температурой жидкого сплава точки 1 на ликвидусе начинает выделяться вторая фаза – кристаллы твердого раствора, и равновесие становится моновариантным (С=1). Из-за этого дальнейшее охлаждение и поддержание равновесного фазового состояния происходит только при соответствующих изменениях концентрации жидкой и твердой фаз. Эти равновесные концентрации при каждой определенной температуре характеризуются соответствующими точками на ликвидусе и солидусе, связанными прямой, параллельной оси концентраций и называемой «конодой». Для данной температуры начала кристаллизации в точке 1 конодой является прямая 1– 1'. Перпендикуляры, опущенные из ее концов на ось концентраций, показывают, что в начале кристаллизации жидкая фаза имеет исходную концентрацию Х, а выделяющиеся кристаллы обогащены более тугоплавким компонентом В.
При дальнейшей кристаллизации с охлаждением сплава до температуры точки 2 происходит изменение концентрации как жидкой фазы за счет ее обогащения компонентом А по ликвидусу от точки 1 к точке 2', так и кристаллов твердой фазы по солидусу от точки 1' к точке 2'' путем диффузии в них компонента А из жидкости. Рассмотренные процессы подчиняются правилу концентраций, согласно которому для определения концентрации двух фаз сплава через точку его двухфазного состояния на диаграмме проводится конода, после чего проекция точки ее пересечения с ликвидусом на горизонтальную ось диаграммы указывает концентрацию жидкой фазы, а проекция точки пересечения коноды с солидусом – концентрацию твердой фазы.
Ко времени снижения температуры до точки 3 солидуса заканчивается кристаллизация жидкости, получившей обогащение компонентом А по ликвидусу от точки 2' к точке 3'. В это же время благодаря диффузии происходит повышение содержания компонента А в кристаллах по солидусу от точки 2'' к точке 3, где окончательно затвердевший сплав приобретает исходную концентрацию Х, и его равновесие становится бивариантным (С=2).
По результатам анализа диаграммы можно построить кривую охлаждения сплава любой концентрации с указаниями о фазовых состояниях и фазовых превращениях во всех областях диаграммы (рис. 18). При этом записывается схема фазового превращения жидкости в кристаллы с характеристиками температурного интервала превращения (вверху) и изменений концентрации фаз (внизу):
Рис. 18. Кривая кристаллизации сплава с неограниченной растворимостью компонентов и концентрацией Х
В случае ускоренного охлаждения сплава процесс диффузионного выравнивания химического состава кристаллов твердого раствора отстает от скорости кристаллизации, из-за чего возникает химическая неоднородность затвердевшего сплава, называемая ликвацией. Каждый кристалл при этом получает обогащение своей внутренней части более тугоплавким компонентом В, что представляет внутрикристаллитную (дендритную) ликвацию. В объеме металлической отливки такое обогащение наблюдается у ее поверхностных кристаллических слоев, что называется зональной ликвацией. В большинстве случаев из-за ликвации возникает неоднородность свойств литого изделия и происходит ухудшение его качества.
С использованием диаграммы возможно определение количественного отношения объемов фаз в двухфазной области сплава, что производится при помощи правила отрезков. Оно определяет, что объемы жидкой фазы Vж и твердой фазы V обратно пропорциональны длинам отрезка коноды 2 – 2', прилегающего к ликвидусу, и отрезка 2 – 2'', прилегающего к солидусу (рис. 17):
.
По диаграмме рассмотренного типа кристаллизуются такие сплавы, как
Cu – Ni, Fe – Ni, Co – Ni, Sb – Bi и др.
Диаграмма состояния сплавов с растворимостью компонентов в жидком состоянии, с нерастворимостью и образованием эвтектики в твердом характеризует температуры превращений трех фаз: жидкой, кристаллов А и В (рис. 19).
Линии ликвидус A'DB' и солидус CDE формируют на диаграмме три фазовых области. Выше ликвидуса существует жидкий сплав, который при охлаждении ниже участка A'D выделяет кристаллы А, ниже участка DB' – кристаллы В. При температуре ниже солидуса CDE затвердевший сплав состоит из кристаллов А и В.
Рис. 19. Диаграмма состояния сплавов с нерастворимостью компонентов
Для сплавов с концентрацией Х1 (менее Х2) в точке 1 ликвидуса начинается выделение кристаллов А, обусловливая моновариантное равновесие (С=1). Согласно правилу концентраций, понижение температуры до точки 2 солидуса, не меняя состава кристаллов А на участке 1/ – С приводит к обогащению жидкости компонентом В по ликвидусу от точки 1 до то точки D. Здесь жидкость приобретает концентрацию Х2 так, что в точке 2 жидкость завершает кристаллизацию при наиболее низкой температуре с одновременным выделением кристаллов А и В. Температура этого превращения остается постоянной, поскольку фазовое равновесие становится нонвариантным (С=0).
Такой сплав является эвтектикой (легкоплавящимся), процесс его кристаллизации из жидкого состояния с образованием двух твердых фаз представляет эвтектическое превращение. Правило отрезков показывает, что после затвердевания сплава Х1 доля выделившихся в нем кристаллов А пропорциональна отрезку 2 – D, доля эвтектики, содержащей кристаллы А и В, пропорциональна отрезку С – 2. Структура эвтектики характеризуется кристаллическими зернами в виде дендритных сростков фазовых частиц различной формы. Эти фазы находятся в сложной физико-химической взаимосвязи, что придает эвтектике свойства отличные от свойств каждой фазы. Затвердевшая эвтектика имеет концентрацию Х2 и, являясь двухфазной структурой, сохраняет при окончательном охлаждении моновариантное равновесие (С=1).
Концентрация сплава Х2 является эвтектической, такой сплав сохраняет жидкое состояние до наиболее низкой, эвтектической температуры. При ее достижении из жидкости происходит быстрое, эвтектическое выделение фазовых кристаллов А и В при сохранении постоянной температуры, т.к. превращение является нонвариантным (С=0).
Сплавы с концентрацией менее, чем Х2 называются доэвтектическими, при концентрации более Х2 сплавы относятся к заэвтектическим. Кристаллизация заэвтектических сплавов, например, Х3 характеризуется превращениями, подобными рассмотренному доэвтектическому сплаву Х1. Они происходят при температурах ниже точки 3 ликвидуса и отличаются выделением из жидкости кристаллов В с одновременным обогащением жидкости компонентом А. Во время достижения эвтектической температуры точки 4 солидуса сплав затвердевает с образованием структуры, содержащей кристаллы В и ту же эвтектику из кристаллов А и В.
Кривые охлаждения рассмотренных типов сплавов с нерастворимыми компонентами и схемы фазовых превращений характеризуют процессы, протекающие во всех областях диаграммы (рис. 20).
Рис. 20. Кривые кристаллизации сплавов с нерастворимыми компонентами
и образованием эвтектики: а - доэвтектический сплав концентрации Х1, б –эвтектический сплав концентрации Х2, в – заэвтектический сплав концентрации Х3
Рассмотренный тип диаграммы отражает кристаллизацию сплавов Pb – Sb, Pb – Ag, Sn – Zn, Bi – Cd и др.
Д и а г р а м м а с о с т о я н и я с п л а в о в с к о м п о н е н т а ми, о г р а н и ч е н н о р а с т в о р и м ы м и в ж и д к о м с о с т о я н и и и о б р а з у ю щ и м и э в т е к т и к у, учитывает имеющиеся пределы концентрации компонентов, до которых каждый из них может раствориться в другом (рис. 21). Поэтому кроме ликвидуса А'еВ' и солидуса А'aebB', на диаграмме имеются линии сольвус (раствор): ас – изменение растворимости В в А, bd – изменение растворимости А в В.
Существующий выше ликвидуса жидкий сплав при охлаждении ниже А'е выделяет кристаллы с окончанием этой кристаллизации ниже участка А'а солидуса. При дальнейшем охлаждении устойчивость - раствора сохраняется для сплавов с концентрацией от 0 до с. Во время охлаждения жидкости ниже участка еВ' происходит выделение кристаллов , которое заканчивается ниже участка bB' солидуса, после чего - раствор сохраняет свою устойчивость для сплавов с концентрацией от d до 100. Завершение кристаллизации сплавов с концентрацией от с до d происходит с образованием смеси кристаллов - и -растворов.
В сплавах с концентрацией от с до а', например, Х1 из жидкости в точке 1 образуются кристаллы , тем самым создается моновариантное равновесие (С=1). С понижением температуры до точки 2 концентрация жидкости меняется по линии 1 – 2', концентрация кристаллов – по линии 1'– 2. Последующее охлаждение кристаллов происходит с бивариантным равновесием (С=2) до точки 3 сольвуса, где твердый раствор оказывается насыщенным компонентом В. За счет этого компонент В выделяется с образованием кристаллов твердого раствора II, где индекс указывает на его возникновение не из жидкости, а из твердого раствора, равновесие системы становится моновариантным (С=1). При окончательном затвердевании концентрация кристаллов изменяется по сольвусу от точки 3 к с, кристаллов II – по сольвусу от точки 3/ к d; в этом случае доля кристаллов соответствует длине отрезка Х1d, доля кристаллов II – длине отрезка сХ1.
Рис. 21. Диаграмма состояния сплавов с компонентами, ограниченно растворимыми
и образующими эвтектику
Сплавы с доэвтектической концентрацией от а' до е', например, Х2 при охлаждении из жидкого состояния проявляют эвтектические свойства жидкости. Снижение температуры от точки 4 до точки 5 вызывает образование кристаллов с повышением концентрации В до предельной растворимости в точке а и обогащение жидкости до эвтектической концентрации в точке е, что происходит при моновариантном равновесии (С=0) и постоянной температуре. Доля эвтектики в сплаве соответствует отрезку а5, кристаллы составляют долю, пропорциональную отрезку 5е.
При окончательном затвердевании сплава кристаллы получают пересыщение компонентом В так, что из них выделяют кристаллы II , фазовое равновесие становится моновариантным (С=1).
Эвтектический сплав концентрации е' сохраняет жидкое состояние до наиболее низкой температуры в точке е, где происходит его эвтектическое превращение с образованием эвтектики (+). Заэвтектические сплавы при охлаждении претерпевают превращения, подобные рассмотренному доэвтектическому сплаву Х2. В них из жидкости появляются кристаллы - раствора, способные выделять вторичные кристаллы II , в случае эвтектической концентрации жидкость образует эвтектику того же состава (+).
Кривые охлаждения характерных сплавов иллюстрируют рассмотренные превращения, соответствующие диаграмме состояния при ограниченной растворимости компонентов (рис. 22).
Рис.22. Кривые кристаллизации сплавов с ограниченной растворимостью компонентов: а – сплав доэвтектической концентрации Х1, б – сплав доэвтектической концентрации Х2, в – сплав эвтектической концентрации е'
Согласно приведенному типу диаграммы кристаллизуются сплавы Al – Cu, Al – Si, Cu – As, Cu – O и др.
Д и а г р а м м а с о с т о я н и я с п л а в о в с к о м п о н е н т а м и, р а с т в о р и м ы м и в ж и д к о м с о с т о я н и и и о б р а з у ю щ и м и у с т о й- ч и в о е х и м и ч е с к о е с о е д и н е н и е п р и к р и с т а л л и з а ц и и характеризуется однотипным эвтектическим взаимодействием между указанным химическим соединением и каждым компонентом сплава (рис. 22).
Рис. 23. Диаграмма состояния сплавов с компонентами, образующими устойчивое химическое соединение
Такие сплавы создаются между металлами и металлоидами при нормальной валентности, когда их химическое соединение вида АmBn приобретает температуру плавления более высокую, чем у компонентов А и В, поэтому представляет дистектику (трудноплавящееся). Это соединение не разлагается при нагреве до температуры плавления, на диаграмме играет роль самостоятельного компонента и создает максимум (AmBn)' на ликвидусе A'D(AmBn)'KB'.
При указанных условиях компонент AmBn как бы разделяет диаграмму на две части, левая из которых может рассматриваться как диаграмма состояния сплавов A – AmBn, правая – как диаграмма состояния сплавов AmBn – B.
Обе части диаграммы имеют характерные эвтектические концентрации сплавов, соответствующие точкам D и K, а также линии солидус CDE и FKL, определяющие значения постоянной температуры эвтектических превращений. Поэтому в процессе охлаждения жидкости все фазовые превращения происходят аналогично рассмотренной выше диаграмме состояния сплавов с нерастворимыми компонентами (рис. 19).
Согласно этой аналогии, после завершения кристаллизации ниже солидуса CDE сплавы содержат фазы A и AmBn при наличии эвтектической структуры (A+AmBn). Ниже солидуса FKL в сплавах имеются фазы B и AmBn, включая эвтектику (B+AmBn).
При наличии определенной растворимости между химическим соединением и компонентами сплава на данной диаграмме появляются области их полной или частичной растворимости, как было показано ранее на соответствующих диаграммах.
Рассмотренная диаграмма состояния характеризует превращения при кристаллизации сплавов Fe – O, Mn – S, Cu – P, Ca – Mg и др.
Анализ диаграмм состояния позволяет не только установить характеристики фазового состава и структурного состояния сплавов, но и предопределить свойства сплавов, зная свойства входящих в них компонентов. Взаимосвязь между диаграммами фазового равновесия сплавов и диаграммами изменения их основных свойств впервые была выявлена Н.С. Курнаковым, поэтому ее называют правилом Курнакова. При этом, если на диаграммах фазового равновесия по вертикальной оси откладываются температуры плавления и кристаллизации существующих фаз сплава, то на диаграммах Курнакова по вертикальной оси откладываются значения соответствующего свойства сплава при определенной температуре. Наиболее отчетливо указанные взаимосвязи проявляются при измерениях твердости НВ, пластичности , электросопротивления , коэрцитивной силы Нс, при оценке ферромагнитных свойств, коррозионной стойкости, обрабатываемости.
Правило Курнакова указывает, что при наличии в сплавах только одной фазы (твердого раствора) изменение ее состава вызывает криволинейную зависимость свойств, если же в сплавах присутствует двухфазная эвтектика, то зависимость свойств сплава является прямолинейной (рис. 24).
Рис. 24. Правило Курнакова для основных видов диаграмм состояния сплавов:
а – с образованием неограниченных твердых растворов, б – с образованием эвтектики, в – с образованием ограниченных твердых растворов,
г – с образованием химического соединения
При неограниченной растворимости компонентов образование уже небольшой концентрации фазы твердого раствора вызывает на диаграмме свойств резкое увеличение твердости НВ, электросопротивления и других характеристик, превышающих соответствующие показатели свойств компонентов сплава (рис. 24, а). Такие сплавы отличаются хорошей обрабатываемостью давлением, невысокими показателями литейных свойств и обрабатываемости резанием.
В случае нерастворимости компонентов основные свойства двухфазной структуры с эвтектикой изменяются пропорционально соотношению фаз сплава и численно составляют средние арифметические значения свойств обеих фаз (рис. 24, б). У этих сплавов почти отсутствует обрабатываемость давлением, литейные свойства и обрабатываемость резанием являются повышенными.
Для ограниченной растворимости компонентов изменение свойств сплавов в однофазных областях соответствует криволинейным зависимостям, в двухфазной области – прямолинейной зависимости (рис. 24, в).
С образованием химического соединения свойства двухфазной структуры сплавов изменяются пропорционально соотношению фаз и достигают максимума при концентрации, отвечающей химическому соединению (рис. 24, г). Поэтому такие сплавы имеют значения твердости, хрупкости, температуры плавления значительно выше, чем исходные компоненты.
Правило Курнакова дает возможность производить рациональный выбор компонентов и концентрации сплава для получения фазового и структурного состояния, обусловливающего формирование заданных свойств сплава.
Неметаллические конструкционные материалы включают органические и неорганические вещества с однофазной полимерной структурой, а также с гетерофазной – композиционной структурой.
Полимерные материалы
Полимерные материалы обладают молекулярным строением, где множество элементарных звеньев-мономеров, состоящих из отдельных атомов или групп атомов, соединены в цепочки – макромолекулы. Они имеют значительную длину, достигающую 0.1 мкм, и большую молекулярную массу, составляющую от 5000 до 1000000, что придает полимерным материалам своеобразные свойства. Полимерную структуру образуют молекулярные цепочки с различной конфигурацией, различным числом атомов и плотностью их упаковки, что оказывает наибольшее влияние на свойства полимерных материалов.
К л а с с и ф и к а ц и я п о л и м е р о в учитывает природу атомов и параметры молекулярной структуры, что позволяет разделить полимерные материалы на классы по нескольким основным признакам.
По природе атомов:
1. Естественные – каучук, слюда, кварц и др.
2.Искусственные – полиэтилен, полиамиды, полиэфирные, эпоксидные смолы, получаемые с помощью реакции полимеризации, когда мономеры одного вещества соединяются в макромолекулы нового вещества без выделения каких-либо побочных продуктов. Если при этом выделяются побочные продукты, то реакция называется поликонденсацией.
По составу макромолекул:
1.Органические, к которым относятся углеродосодержащие соединения (за исключением некоторых простых).
При наличии в основной молекулярной цепи только углеродных атомов полимеры называются карбоцепными, присутствие в этой цепи атомов также и других элементов (O, N, S, F) сильно меняет свойства полимеров, они относятся к гетероцепным.
2.Элементоорганические, имеющие в основной цепи неорганические атомы (Si, Ti, Al) в сочетании с углеводородными радикалами (CH2, CH3, C6H5).
3.Неорганические, включающие графит, стекло и керамику, в которых молекулярная цепь состоит из атомов Si, Al, Ca, Mg с атомами О –кислородсодержащие, либо других элементов (С, N, B, Si, S, P) – бескислородные.
По форме макромолекул:
1. Линейные, характеризуемые зигзагообразными или спиральными цепочками, обладающие гибкостью за счет самих макромолекул и эластичностью благодаря слабым межмолекулярным связям (полиэтилен, полиамиды, каучук).
2. Разветвленные, имеющие боковые короткие ответвления цепочек и невысокую плотность структуры с большой эластичностью (полиизобутилен).
3. Лестничные, у которых макромолекула состоит из двух цепочек, соединенных поперечными химическими связями, придающими повышенную жесткость (кремнийорганические полимеры).
4. Пространственные,с расположением молекулярной цепочки и поперечных связей в определенном объеме, за счет чего образуется сетчатая структура и повышается прочность (эпоксидные смолы, стекло, керамика).
По полярности структуры:
1. Неполярные, имеющие равномерное распределение заряженных частиц (электронов, ионов, радикалов), которые могут служить высокочастотными (радиотехническими) диэлектриками и характеризуются невысокими механическими свойствами (полиэтилен, полистирол, фторопласт-4).
2. Полярные, отличающиеся направленным смещением заряженных частиц в структурных образованиях, что придает им свойства низкочастотных (электротехнических) диэлектриков (поливинилхлорид, полиамиды, фторопласт-3).
По фазовому состоянию:
1. Аморфные, содержащие молекулярные цепочки, собранные в многорядные структурные образования – пачки либо свернутые в глобулы (полистирол, органическое и неорганическое стекло).
2. Кристаллические, в которых структурные пачки могут складываться в упорядоченные упаковки так, что структура приобретает частично или полностью кристаллическое строение, чем повышается прочность и термостойкость (полиамиды, полиформальдегиды, графит, ситаллы).
3.Жидкокристаллические, обладающие промежуточными характеристиками структурного состояния и свойств.
По влиянию нагрева:
1. Термопластичные (термопласты), способные многократно размягчаться при нагревании и затвердевать при охлаждении, воспроизводя свои свойства (полиэтилен, полиамиды, органическое стекло).
2. Термореактивные (реактопласты), приобретающие при первичном нагревании химические поперечные связи с образованием пространственной структуры и необратимым затвердеванием (феноло-формальдегидные, карбамидные, эпоксидные смолы).
Физическое состояние полимерных материалов может быть стекловидным, высокоэластичным и вязкотекучим. При изменении температуры полимеры с линейной или разветвленной структурой могут переходить из одного состояния в другое. Это связано с изменением плотности упаковки молекул, которая оценивается свободным объемом материала, т.е. относительной разностью между его действительным удельным объемом и теоретическим удельным объемом при возможной наиболее плотной упаковке. Стекловидное состояние обусловлено величиной свободного объема менее 2,5 %, если оно составляет 2,5 %, то состояние соответствует высокоэластичному, при значениях свободного объема более 2,5 % материал проявляет свойства вязкотекучести.
В стекловидном состоянии материалы имеют аморфную структуру, и воздействие механической нагрузки вызывает упругие смещения атомов без перемещения молекул. Высокоэластичное состояние обусловлено возможностью изгиба молекул под нагрузкой, если молекулы могут перемещаться, то материал становится вязкотекучим.
Жидкие кристаллы характеризуются наличием жидкой молекулярной структуры с упорядоченным расположением молекул, что придает жидким кристаллам состояние промежуточное между кристаллическим твердым телом и обычной жидкостью с беспорядочным расположением молекул. Это связано с присутствием в молекулах жидких кристаллов разноименных зарядов, превращающих их в электрические диполи так, что жидкие кристаллы являются полярными диэлектриками.
По своей природе жидкие кристаллы чаще представляют органические вещества. При их плавлении молекулы удлиненной формы взаимодействуют друг с другом и занимают определенное упорядоченное положение, которое сохраняется до определенной температуры перегрева расплава. В случае превышения указанной температуры усиливаются тепловые колебания молекул, и происходит разупорядочивание молекулярной структуры. При этом увеличивается прозрачность вещества, из-за чего данную температуру называют точкой просветления.
Классификация жидких кристаллов по структуре включает кристаллы первого класса, второго и третьего классов.
Первый класс кристаллов отличается расположением молекул в виде параллельных цепочек, в кристаллах второго класса удлиненные молекулы собраны в параллельные слои с нормальной ориентацией молекул, третий класс характеризуется наличием спиральных слоев, в которых молекулы ориентированы радиально.
Упорядоченное расположение молекул создает анизотропию жидких кристаллов так, что их показатели вязкости, светопреломления, удельного электросопротивления, диэлектрической проницаемости и других свойств зависят от направлений их проявления по отношению к осям молекул.
При действии температуры, давления, электрического поля молекулярная структура жидких кристаллов может легко изменяться, и это позволяет управлять их свойствами с помощью слабых воздействий. Наиболее сильно в этих условиях меняются оптические свойства кристаллов, на чем основано их широкое применение в измерительных, преобразующих, регистрирующих приборах и устройствах. Изменение свойств, обусловленное перемещением молекул, происходит со значительной инерционностью, поэтому приборы на жидких кристаллах используются для контроля и регулирования низкочастотных процессов.
Композиционные материалы
Композиционные материалы в отличие от материалов с однородным фазовым состоянием характеризуются гетерофазной структурой, где два или более компонента (фазы) металлического или неметаллического типа сохраняют свои индивидуальные свойства, имея межфазовые границы. Различные воздействия на такой материал совместно воспринимаются его структурными компонентами, что придает ему качественно и количественно новые, часто уникальные свойства. Точное определение параметров и соотношения компонентов позволяет получать композиционные материалы с заданными характеристиками.
Компоненты материала различаются по своему пространственному состоянию. Тот из них, который непрерывно распространен по всему объему изделия, является матрицей. Другой компонент, прерывисто распределенный в объеме матрицы, считается арматурой
К л а с с и ф и к а ц и я композиционных материалов по виду матрицы разделяет их на металлические, полимерные, углеродные. По состоянию армирующих элементов различают композиционные материалы дисперсно-упрочненные, волокнистые (жгутовые), слоистые. Обоснованный выбор матрицы и арматуры, способа формирования связей между ними в процессе изготовления изделия дает возможность получать такие свойства, как малая плотность при особой прочности и пластичности, большое сопротивление коррозионному и радиационному воздействию, высокая износостойкость и усталостная прочность, особые электрические и магнитные, а также биологические характеристики. Это делает композиционные материалы незаменимыми при создании приборов и устройств, выполняющих ответственные функции в специальных условиях.
Возможности применения материалов для изготовления деталей приборов, механизмов и другой техники обусловлены свойствами материалов. Свойства определяют поведение материалов при различных воздействиях и выражаются числовыми значениями.
К л а с с и ф и к а ц и я свойств предусматривает их разделение на несколько основных классов в зависимости от природы действующих на материалы факторов.
1. Физические свойства определяют отношение материалов к тепловым, электрическим, магнитным воздействиям; некоторые из этих свойств представляют физические константы.
2. Механические свойства характеризуют поведение материалов при воздействии механических сил.
3. Химические свойства показывают, каково сопротивление материалов химическому воздействию окружающей среды.
4. Технологические свойства оцениваются как способность материалов подвергаться различным видам обработки.
Величина физических свойств устанавливается методами различных измерений с применением специальной аппаратуры, а иногда и эталонов.
П л о т н о с т ь – масса единицы объема материала, представляющая величину:
,
где ρ – плотность, кг/м3,
m – масса материала, кг,
V – объем материала, м3.
Значения плотности конструкционных материалов находятся в широких пределах: 5 кг/м3 (пенополиуретан) - 22600 кг/м3 (Оs).
Т е м п е р а т у р а п л а в л е н и я может достигать 3416°С (W); органические полимеры характеризуются эксплуатационной термостойкостью, которая у полимеров общего назначения не превышает 260°С (фенилон).
Т е м п е р а т у р н ы й к о э ф ф и ц и е н т линейного расширения (ТКЛР) определяется выражением:
,
где α - коэффициент линейного расширения, °С ,
l1 - длина изделия при начальной температуре, мм,
l2 - длина изделия при конечной температуре, мм,
t1 – начальная температура, С,
t2 – конечная температура, С.
Органические полимеры обладают большим коэффициентом линейного расширения, например, у полиэтилена его величина составляет 100·10-6 С-1; у металлов его значения намного меньше – 12·10-6 С у Fe.
Т е п л о п р о в о д н о с т ь характеризуется коэффициентом теплопроводности k, который определяет количество тепловой энергии, прошедшей в 1 с через слой данного материала толщиной в 1 м, площадью 1 м2 при разности температур поверхностей слоя 1С. Органические полимеры обладают малой теплопроводностью около 1 Вт/м·С, наибольшей теплопроводностью k = 418,7 Вт/м · град обладает Ag.
У д е л ь н о е э л е к т р о с о п р о т и в л е н и е 1 измеряется в Ом·м и характеризует сопротивление проводника площадью поперечного сечения 1м2, длиной 1м. Наибольшим удельным сопротивлением обладают органические и неорганические диэлектрики, у которых 1 превышает 1010 Ом·м, специальные металлические сплавы для нагревательных элементов, например нихром, имеют величину 1 порядка 1,1·10-6 Ом·м.
У д е л ь н а я э л е к т р о п р о в о д и м о с т ь оценивается в См/м (сименс на метр) и является величиной, обратной удельному сопротивлению – =1/1. Наибольшей удельной электропроводимостью обладают металлы, из них самая высокая электропроводимость у Ag – = 61,7 · 106 См/м.
Д и э л е к т р и ч е с к а я п р о н и ц а е м о с т ь (относительная) характеризует степень поляризации материала-диэлектрика и представляет соотношение между силой взаимодействия электрических зарядов при наличии данного материала в межзарядном промежутке и силой их взаимодействия в вакууме. Органические диэлектрики типа полиэтилена, полиамидов обладают величиной проницаемости от 2 до 5, керамика имеет диэлектрическую проницаемость до 150.
М а г н и т н а я п р о н и ц а е м о с т ь (относительная) определяет магнитные свойства вещества и характеризуется соотношением между силой, действующей на движущиеся заряды и проводники с током в данной среде, и силой, действующей на них в вакууме. Ее величина может быть несколько меньше 1 у веществ-диэлектриков (например, для Bi значение =0,999824), немного больше 1 у веществ-парамагнетиков (у Pt величина =1,00036) и во много раз больше 1 у ферромагнетиков (для Fe значение =10000).
Значения механических свойств определяются экспериментально путем механических испытаний. Чтобы исключить влияние характера действующих сил, испытания проводятся в стандартных условиях при использовании испытательных машин. Механические нагрузки на материал создают в нем внутренние напряжения и могут вызывать деформацию или разрушение.
В н у т р е н н и е н а п р я ж е н и я рассматриваются как внутренние силы, возникающие в структуре материала под действием внешних сил, и в общем случае численно соответствуют выражению:
,
где S – внутренние напряжения, Па,
P – внешняя сила, приложенная к изделию из данного материала, Н,
F – площадь сечения изделия, нормального к направлению силы, м2.
В зависимости от характера приложенных сил и структурного объема, где проявляются напряжения, их разделяют на три вида.
Напряжения I рода образуются под действием сил, возникающих при нагреве и охлаждении, при кристаллизации материала, неравномерной деформации изделия – изменении его формы и размеров. Эти напряжения проявляются в объеме всего изделия или отдельных его частей.
Напряжения II рода создаются при действии сил, обусловленных структурными превращениями в материале, и распространяются на объем кристаллического зерна.
Напряжения III рода возникают в кристаллической решетке материала при фазовых превращениях и проявляются как смещения ее атомов.
По воздействию на структуру материала внутренние напряжения разделяются на два основных типа: сжимающие и растягивающие.
Под влиянием напряжений в материале происходит деформация изделия, которая может быть упругой или пластической, кроме этого, может произойти разрушение изделия.
У п р у г а я д е ф о р м а ц и я связана только со смещением атомов кристаллической решетки и полностью устраняется после прекращения действия приложенных сил.
П л а с т и ч е с к а я д е ф о р м а ц и я обусловлена смещением отдельных частей кристаллов относительно друг друга, поэтому после снятия действующих сил сохраняется ее необратимая часть – остаточная деформация.
Р а з р у ш е н и е материала изделия состоит в зарождении трещины и ее распространении через все сечение изделия. В зависимости от сопротивления материала процессам пластической деформации разрушение может быть вязким либо хрупким.
При малом сопротивлении пластическая деформация развивается с небольшими напряжениями впереди распространяющейся трещины. Это придает разрушению вязкий характер с увеличенными затратами энергии и уменьшенной скоростью разрушения.
Если сопротивление пластической деформации велико, то трещина распространяется без деформации, с концентрацией напряжений и разрывом межатомных связей впереди трещины. В таких условиях ее распространение происходит самопроизвольно, с хрупким разрушением при малых затратах энергии и весьма большой скорости, т.е. практически мгновенно.
Параметры процессов деформации и разрушения материала имеют наибольшее значение для нормального функционирования деталей и определяются характеристиками прочности и пластичности материала при различных условиях нагружения.
П р о ч н о с т ь ю материала называют его способность сопротивляться деформации и разрушению при действии механических сил.
П л а с т и ч н о с т ь материала представляет его склонность к приобретению остаточной деформации без разрушения под действием механических сил.
В зависимости от условий нагружения характеристики прочности и пластичности определяются путем статических испытаний, когда нагрузка поддерживается постоянной или изменяется медленно, либо с помощью динамических испытаний при быстро или мгновенно меняющейся нагрузке.
С т а т и ч е с к и е и с п ы т а н и я включают испытание прочности и пластичности при растяжении, испытание прочности при сжатии, прочности при изгибе, определение твердости.
Испытание прочности и пластичности при растяжении. Образец материала стандартной формы и размеров устанавливается на испытательную машину, с помощью которой создаются плавно возрастающая нагрузка Р на образец и его деформация – удлинение l. При этом изменения нагрузки и деформации записываются специальным устройством испытательной машины с получением диаграммы растяжения, приведенный вид которой характерен для пластичных материалов (рис. 25).
Регистрация показаний наибольшей нагрузки и деформации, результаты анализа диаграммы растяжения позволяют вычислить характеристики прочности и пластичности материала.
Характеристики прочности оцениваются по величине нормальных условных напряжений σ, которые определяются нагрузкой, приходящейся на единицу начальной площади сечения образца, учитывая, что в процессе испытания площадь уменьшается незначительно:
,
где σ – условное напряжение, Па,
Р – нагрузка в определенный момент, Н,
F0 – начальная площадь поперечного сечения образца, м2.
Характеристиками прочности считаются те величины напряжений – пределы, которые достигаются при определенных, граничных значениях удлинения и нагрузки.
Пределом пропорциональности σпц называют напряжение, при котором отступление от линейной (пропорциональной) зависимости между нагрузкой и удлинением достигает такой величины, что тангенс угла наклона касательной к кривой растяжения в точке Рпц увеличивается на 50% своего значения на линейном участке:
.
Рис. 25. Диаграмма растяжения: I – область упругой деформации,
II – область пластической деформации, III – область трещинообразования
При напряжениях не более предела пропорциональности в материале возникают только упругие деформации.
Предел упругости условный σ0,05 вычисляется как напряжение, при котором нагрузка Р0,05 создает остаточное удлинение образца, равное 0,05% его начальной расчетной длины:
.
Дальнейшее растяжение образца вызывает переход упругих деформаций в пластические. В этот момент многие материалы приобретают текучесть – деформацию без заметного увеличения нагрузки.
Предел текучести σт представляет напряжение, соответствующее наименьшей нагрузке Рт, без увеличения которой образец деформируется так, что на кривой растяжения образуется площадка:
.
Если площадка текучести проявляется нечетко или не образуется, то определяют условную величину предела текучести.
Предел текучести условный σ0,2 вычисляется как напряжение, при котором нагрузка Р0,2 создает остаточное удлинение образца, равное 0,2% от его начальной расчетной длины:
.
При дальнейшем растяжении пластическая деформация происходит во всем объеме материала образца, за счет чего металлы несколько упрочняются.
Пределом прочности или временным сопротивлением разрыву σв называется напряжение, соответствующее наибольшей нагрузке Рв, предшествующей разрушению образца:
.
Образцы пластичных материалов в это время удлиняются на участке с наименьшим сопротивлением, за счет чего здесь образуется местное сужение – шейка. Дальнейшее растяжение происходит с разрушением образца, что обусловливает понижение усилия до значения РК.
Истинное сопротивление разрыву Sк определяется усилием Рк, приходящимся на единицу минимальной площади Fк поперечного сечения образца после разрыва:
.
Характеристики прочности материалов приводятся в справочной литературе, в конструкторских расчетах и при выборе материала деталей приборов чаще всего используются значения σт и σв. Наибольшее значение предела прочности σв органических полимеров – до 140 МПа у полиимидов; среди металлических материалов самой большой прочностью обладают высокопрочные мартенситно-стареющие стали, у которых величина σв достигает 3500 МПа, композиционные материалы с металлической матрицей имеют еще большую прочность – до 12300 МПа.
Характеристики пластичности представляют относительные значения деформации образца, измеренной после разрушения.
Относительное удлинение δ определяется абсолютным остаточным удлинением образца lост, приходящимся на единицу его начальной расчетной длины:
100,
где δ – относительное удлинение, %,
l0 – начальная расчетная длина образца, м,
lк – конечная расчетная длина образца, м.
Относительное сужение ψ представляет величину абсолютного сужения образца, приходящуюся на единицу его начальной площади поперечного сечения:
100,
где ψ – относительное сужение, %,
F0 – начальная площадь поперечного сечения образца, м2,
Fк – площадь поперечного сечения образца после его разрыва, м2.
Характеристики пластичности материалов δ и ψ содержатся в справочных пособиях, вместе с показателями прочности они используются при конструировании деталей. Органические полимеры обладают очень большой пластичностью, например, у полиэтилена величина δ достигает 1000% и тогда она называется эластичностью. У металлических материалов пластичность значительно меньше, ее наибольшая величина для малоуглеродистых сталей составляет 30%, для медных сплавов – 50%.
Для многих приборов и устройств расчет конструкции и выбор материала деталей должны обеспечить рабочие напряжения в них, не превышающие предела текучести σ0,2 материала, чтобы пластические деформации составляли бы малые значения. При этом условии может сохраняться заданный характер сопряжения деталей и нормальное функционирование прибора.
Если по условиям эксплуатации деталь может иметь только малые упругие деформации, то напряжения не должны превышать предела упругости σ0,05, и тогда их значения изменяются пропорционально деформации:
,
где Е – модуль упругости (Юнга), Па,
- относительная упругая деформация.
Величина модуля упругости Е определяется только силами межатомной связи материала, т.е. его фазовым состоянием, и не зависит от структуры материала и конфигурации изделия. Она соответствует тангенсу угла наклона линейного участка кривой растяжения и характеризует темп нарастания напряжений по мере увеличения деформации.
Учитывая, что в пределах упругих деформаций действует закон Гука:
,
где к – коэффициент жесткости детали, следует считать, что жесткость определяется модулем упругости материала и геометрическими параметрами детали:
.
Поэтому для получения высокой жесткости детали и ее малых упругих деформаций необходимо придавать детали соответствующую конфигурацию и выбирать материал с большим модулем упругости, который может составлять 300 ГПа у композиционных материалов с металлической матрицей и борными волокнами.
Если же деталь пружинного типа должна иметь большую упругую деформацию, то следует выбирать материал с малым модулем упругости, как, например, бериллиевую бронзу с модулем упругости 100 ГПа.
Испытание на сжатие. Некоторые материалы, такие, как чугун, магниевые и другие хрупкие литейные сплавы, органические полимеры имеют значения прочности при сжатии намного более высокие, чем при растяжении. Поэтому их применяют для изготовления деталей, испытывающих при работе сжимающие нагрузки, и определяют для них предел прочности σсж путем испытания на сжатие.
Испытание на изгиб. Детали из материалов с пониженной пластичностью, включающие чугун, инструментальные стали и сплавы, в эксплуатации часто могут подвергаться изгибающим нагрузкам. Для них необходима характеристика прочности при изгибе, которую определяют путем испытания на изгиб. При этом образец, установленный на двух опорах, получает сосредоточенную испытательную нагрузку, после чего вычисляется предел прочности при изгибе:
,
где σИ – предел прочности при изгибе, Па,
Мmax – наибольший изгибающий момент, Нм,
W – осевой момент сопротивления сечения образца, м3.
Создаваемая при испытании деформация изгиба вызывает появление напряжений сжатия в слоях материала, обращенных к внутренней стороне образца, на внешней стороне возникают растягивающие напряжения. В слоях материала, находящихся на продольной оси образца, напряжения имеют наименьшую величину.
Определение твердости. Твердость представляет сопротивление материала вдавливанию в него другого тела, не получающего при этом пластической деформации. Числовое значение твердости позволяет судить об уровне прочности и пластичности материала, при этом измерение твердости, не вызывая разрушения детали, производится с помощью быстрых, простых методов, что обусловило их широкое применение в лабораторных и производственных условиях.
В зависимости от ожидаемого уровня твердости и толщины исследуемого слоя материала выбирают один из нескольких основных методов измерения твердости. Это позволяет избежать деформации вдавливаемого тела, а также влияния нижележащих слоев материала, чем обеспечивается необходимая точность испытаний. Во всех методах используется принцип обратной зависимости между глубиной вдавливания специального наконечника и величиной твердости материала.
Метод Бринелля применяется для материалов малой и средней твердости при толщине изучаемого слоя не менее 1 мм. В качестве вдавливаемого тела используется стальной закаленный шарик диаметром от 2,5 до 10 мм, к которому прикладывается нагрузка от 16 до 3000 кГс с помощью испытательного прибора – твердомера. В зависимости от уровня ожидаемой твердости и толщины изучаемого слоя выбирается диаметр шарика и соответствующая нагрузка, после снятия которой на поверхности детали в результате пластической деформации материала остается сферический отпечаток вдавившегося шарика в виде лунки.
Измерение диаметра отпечатка позволяет рассчитать его площадь и определить число твердости с помощью формулы:
,
где НВ – число твердости по методу Бринеля, МПа,
Р – нагрузка на шарик, МН,
F – площадь отпечатка, м2.
При определенном соотношении между выбранным диаметром шарика и нагрузкой число твердости зависит только от глубины вдавливания шарика, т.е. диаметра получившегося отпечатка. По результатам соответствующих вычислений эта зависимость сведена в таблицу, позволяющую установить число твердости по величине измеренного диаметра отпечатка. Например, для сплавов цветных металлов твердость соответствует уровню 2000 НВ, для органических полимеров – 1000 НВ.
Метод Бринелля следует применять для материалов с твердостью не более 4500 НВ, чтобы избежать деформации шарика под нагрузкой и снижения точности испытаний.
Метод Роквелла предназначен для материалов различной твердости с толщиной изучаемого слоя не менее 0,5 мм. В зависимости от уровня твердости применяют два вида вдавливаемых наконечников, а также определенные значения испытательной нагрузки, причем предварительная нагрузка для материала любого уровня твердости составляют 10 кГс. После приложения основной нагрузки и ее последующего снятия безразмерное число твердости определяется по шкале индикатора твердомера. Единицей твердости по Роквеллу считается осевое перемещение наконечника под нагрузкой на глубину 0,002 мм, что соответствует цене деления шкалы индикатора.
При средней твердости материалов используется стальной закаленный шарик, к которому прикладывается основная нагрузка 90 кГс, и затем число твердости определяется по шкале В индикатора в пределах от 25HRB до 100HRB.
Для материалов высокой твердости применяется алмазный конус с приложением основной нагрузки 140 кГс. После этого число твердости устанавливается по шкале С с получением значений от 22HRC до 68HRC, как, например, твердость 50HRC, соответствующая уровню твердости углеродистых закаленных сталей.
Материалы очень высокой твердости (сверхтвердые) подвергаются испытанию также с использованием алмазного конуса и приложением к нему основной нагрузки 50 кГс. Число твердости определяется по шкале А индикатора с пределами твердости от 70HRA до 90HRA, что позволяет оценивать твердость, например, антифрикционных и инструментальных керамических материалов.
Метод Виккерса служит для испытания материалов различного уровня твердости при толщине изучаемого слоя не менее 0,1 мм, что относится к тонким деталям либо к тонким поверхностным слоям. В качестве вдавливаемого наконечника используется четырехгранная алмазная пирамида с прикладываемой нагрузкой от 0,5 до 100 кГс, зависящей от толщины исследуемого слоя и уровня твердости материала.
В результате нагружения на поверхности детали образуется четырехгранное углубление с двумя диагоналями – отпечаток пирамиды. С помощью микроскопической приставки, имеющей окуляр-шкалу, производится измерение обеих диагоналей отпечатка и вычисляется средняя длина диагонали. Затем рассчитывается число твердости по формуле:
,
где HV – число твердости по методу Виккерса, МПа,
Р – нагрузка на пирамиду, МН,
F – площадь отпечатка, м2.
Площадь отпечатка связана известной зависимостью с длиной его диагонали, на основании чего составлены таблицы, позволяющие определить число твердости по измеренной длине диагонали.
Числа твердости, полученные по методам Бринелля и Виккерса, до значения 4500НВ близко соответствуют друг другу, но величины твердости по Виккерсу отличаются более высокой точностью.
Микротвердость определяется для материалов различной твердости в микроскопически малых объемах, имеющих толщину менее 0,1 мм: очень тонкие поверхностные слои, отдельные элементы структуры материала. Вдавливаемый наконечник представляет четырехгранную алмазную пирамиду того же типа, что в испытаниях по методу Виккерса, но применяемые нагрузки во много раз меньше – от 0.02 до 0.5 кГс, выбор нагрузки обусловлен уровнем твердости и толщины исследуемого объема материала.
Выбранная нагрузка и полученная площадь отпечатка пирамиды позволяют определить величину микротвердости Н в МПа:
,
Изучаемые поверхностные слои и структурные объемы материала, а также получаемый отпечаток пирамиды имеют очень малые размеры, поэтому для определения микротвердости применяется твердомер на базе металлографического микроскопа. После измерения длины диагонали отпечатка устанавливается величина микротвердости с использовашем соответствующих таблиц.
Испытания на трещиностойкость. Трещиностойкость характеризует способность материала сопротивляться развитию трещин при действии на изделие механических нагрузок. Первичные трещины могут появляться в ходе технологических процессов металлургии и обработки материала, а также возникать и развиваться под действием эксплуатационных нагрузок. В случае появления опасности хрупкого разрушения изделия оценка допустимой длины трещины производится с учетом трещиностойкости материала.
Числовой показатель трещиностойкости определяется как критический коэффициент интенчивности напряжений KIC в вершине трещины при условиях плоской деформации образца, имеющего надрез и специально созданную усталостную трещину. В процессе его внецентренного растяжения записывается диаграмма зависимости величины V раскрытия берегов надреза от увеличинения нагрузки P. Затем из начала координат диаграммы проводится прямая под углом, тангенс которого на 5% меньше тангенса угла наклона прямолинейного участка диаграммы. После этого по точке пересечения прямой с криволинейным участком диаграммы устанавлиявают соответствующую величину нагрузки PQ, а на изломе разрушенного образца измеряют длину трещины l.
С использованием полученных данных рассчитывается коэффициент интенсивности напряжений по формуле:
,
где - коэффициент интенсивности напряжений, МПа ∙ м1/2,
- толщина образца, м,
- ширина образца, м,
- функция значений .
Рассмотренное значение считается критическим коэффициентом интенсивности напряжений KIC в случае выполнения условий:
; ; .
Если окажется, что данные условия не выполняются, то следует повторить испытание с применением образца увеличенной толщины.
Повышенной трещиностойкостью с величиной KIC на уровне 120 МПа ∙ м1/2, для деформируемых алюминиевых сплавов – около 30 МПа ∙ м1/2.
Д и н а м и ч е с к и е и с п ы т а н и я объединяют испытания на ударный изгиб, испытания на усталость, испытание износостойкости.
Испытание на ударный изгиб. Образцы для испытаний согласно требованиям стандарта предусматривают на их середине наличие концентратора напряжений в виде надреза для необходимого увеличения склонности материала к хрупкому разрушению. Этот надрез может иметь одну из трех форм, соответствующих символам: U – для материалов деталей с умеренными рабочими нагрузками, V – для деталей с повышенными нагрузками, Т – для особо ответственных и нагруженных деталей.
После установки образца на две опоры испытательной машины – маятникового копра по образцу наносится удар при свободном падении маятника с определенным грузом-молотом из исходного положения на заданной высоте. Произведя удар и разрушив образец с деформацией изгиба, маятник отклоняется в направлении удара на некоторую высоту, причем разница между исходной и конечной высотами подъема маятника регистрируется по шкале маятникового копра и определяет величину работы разрушения.
Прочность материала при ударном изгибе оценивается ударной вязкостью – работой ударного разрушения, приходящейся на единицу площади сечения образца:
KCU(KCV, KCT) = ,
где KCU, KCV, КСТ – ударная вязкость, полученная на образцах с соответствующей формой надреза, Дж/см2,
К – работа ударного разрушения, Дж,
S0 – площадь поперечного сечения образца в месте расположения надреза, см2.
Показатели ударной вязкости являются справочными данными и применяются для выбора материала, обеспечивающего надежную работу в определенных условиях рабочих механических нагрузок. Наибольшие значения ударной вязкости имеют высоколегированные, высокопрочные стали с показателем KCU 220 Дж/см2, из цветных сплавов у марганцовистой бронзы вязкость достигает KCU 196 Дж/см2, среди композиционных материалов алюминиевая матрица со стальными волокнами создает вязкость на уровне KCV 93 Дж/см2.
Испытания на усталость. При действии циклических повторно-переменных нагрузок в материале накапливаются микроповреждения и образуется трещины, вызывающие опасность разрушения, что называется усталостью материала. Способность материала сопротивляться усталости представляет его выносливость и характеризуется пределом выносливости.
Усталостное разрушение происходит при напряжениях значительно меньших статического предела текучести либо предела прочности материала под влиянием циклических нагрузок и концентрации напряжений из-за микроповреждений в поверхностном слое. При этих условиях возникают микротрещины,и вглубь растет главная трещина, пока оставшаяся площадь рабочего сечения детали не станет слишком малой. В это время в оставшемся сечении резко возрастают напряжения и происходит мгновенное завершение поломки треснувшей детали – долом.
Металлическая поверхность усталостного излома детали имеет характерный участок развития трещины в виде гладкой матовой поверхности, а также зону мгновенного долома с кристаллическим блестящим состоянием.
Образцы цилиндрической формы приводятся во вращение испытательной машиной при создании изгибающей циклической нагрузки до разрушения образца или до базового числа циклов N>107 . Изменяя уровень нагрузки, в образцах последовательно создают заданные ступени напряжения и определяют число циклов до разрушения. Напряжение, не вызывающее разрушения после неограниченно большого или заданного числа циклов, называют пределом выносливости σ–1.
У большинства конструкционных материалов с повышением прочности снижается пластичность (возрастает хрупкость), увеличивается чувствительность к концентраторам напряжений и уменьшается предел выносливости. Стали, чугуны и большинство цветных сплавов имеют предел выносливости не более σ–1 150 МПа, только титановые сплавы обладают выносливостью до σ–1 500 МПа, а композиционный материал с алюминиевой матрицей и борными волокнами имеет σ–1 = 600 MПa.
Испытание износостойкости. При относительном перемещении контактирующих поверхностей деталей, происходящем под действием внешней силы, возникает сопротивление перемещению – сила трения. Она зависит от коэффициента трения и нормальной силы, прижимающей детали друг к другу:
,
где F – сила трения, Н,
f – коэффициент трения,
N – нормальная сила прижатия деталей, Н.
Коэффициент трения зависит от многих факторов, главными из которых являются природа материала деталей, наличие пленок на поверхности трения, скорость перемещения, нагрузка, площадь контакта и шероховатость поверхностей.
Трение сопряженных деталей вызывает их изнашивание, представляющее процесс отделения материала с трущихся поверхностей, накопление в них остаточных деформаций и образование износа – изменения размеров, объема, массы деталей.
В зависимости от механизма изнашивания различают несколько его основных видов: механическое, коррозионно-механическое, электроэрозионное. Для многих деталей приборов и механизмов типичным является трение скольжения при коррозионно-механическом изнашивании с преобладающим влиянием процессов окисления и механического упруго-пластического взаимодействия поверхностей. Иногда возникают условия механического изнашивания, соответствующие его абразивно-окислительной разновидности.
Износостойкостью называют способность материала сопротивляться изнашиванию. Единой методики ее оценки не разработано из-за большого разнообразия реальных условий изнашивания, поэтому применяются различные виды испытаний износостойкости. Ближе всего соответствие реальным условиям механизма окислительного и абразивно-окислительного изнашивания деталей приборов обеспечивает схема трения скольжения с использованием образца исследуемого материала и сопряженного с ним твердого тела либо закрепленных абразивных частиц. Испытательная машина трения позволяет создавать определенные значения скорости трения и нагрузки. Вместе с образцом исследуемого материала испытанию подвергается образец материала, принятого за эталон для данных условий изнашивания.
Величина массового износа материала определяется как абсолютное уменьшение массы образца, приходящееся на единицу площади поверхности трения. Линейный износ рассчитывается по полученному массовому износу с учетом плотности исследуемого материала.
Относительная износостойкость материала ε определяется по формуле:
,
где Δlэ - абсолютный линейный износ эталонного образца, мм,
Δlи - абсолютный линейный износ исследуемого образца, мм,
dэ - фактический диаметр эталонного образца, мм,
dи - фактический диаметр исследуемого образца, мм.
Для повышения износостойкости деталей применяют увеличение твердости их материалов либо поверхностных слоев, используют при изготовлении сопряженных трущихся деталей специальные антифрикционные металлические и неметаллические материалы, а также смазки, чем снижается коэффициент трения и оптимизируется процесс изнашивания.
Под химическим воздействием факторов окружающей среды подразумевается влияние на металлические и неметаллические материалы различных газов, жидкостей, излучений. В зависимости от видов материала и воздействующих факторов различают коррозию металлов, радиационное старение материалов, растворение неметаллических материалов.
К о р р о з и е й металлов называется самопроизвольное разрушение металлических материалов вследствие химического или электрохимического взаимодействия с окружающей средой. Это объясняется стремлением металла при контакте с наиболее распространенной окислительной средой перейти в термодинамически более устойчивое, химически связанное (окисленное) состояние с измененными свойствами поверхности.
Принципиальная возможность или невозможность самопроизвольного протекания какого-либо процесса, включая коррозионный, в данной системе определяется знаком отклонения ее термодинамического потенциала от равновесного состояния. Критерием равновесия либо самопроизвольного протекания процесса служит изобарно-изотермический потенциал.
Он представляет характеристическую функцию состояния системы, уменьшение которой в обратимом процессе при постоянных давлении и температуре равно максимальной полезной работе.
Установлено, что любой самопроизвольный изобарно-изотермический процесс сопровождается уменьшением потенциала системы на величину . Таким образом, если при данных условиях величина < 0, т.е. потенциал корродирующей системы убывает, то процесс коррозии является возможным; если значение > 0, т.е. потенциал системы возрастает, то процесс коррозии невозможен; в случае, когда = 0, т.е. потенциал системы не изменяется, то система находится в равновесии.
Коррозионный процесс является гетерогенным, поскольку развивается на границе двух фаз: металлической и окружающей газообразной либо жидкой среды. Коррозия происходит с осуществлением трех основных стадий:
По механизму протекания различают химическую и электрохимическую коррозию.
Химическая коррозия развивается за счет совместного осуществления химической реакции окисления металла и восстановления окислителя среды в одном общем процессе на корродирующей поверхности металла. Такой вид коррозионного воздействия оказывают на металлы сухие газы, часто при высоких температурах (газовая коррозия). Реже встречается химическая коррозия в жидких неэлектролитах: жидкий бром, расплавленная сера, органические растворители, нефтепродукты. Продуктами газовой коррозии обычно являются металлооксидные пленки различной плотности.
В процессе химической коррозии окислитель, отнимая у металла валентные электроны, одновременно вступает с ним в химическое соединение, являющееся продуктом коррозии. При значениях p и T = const такое взаимодействие соответствует реакции:
,
где m – число атомов металла в молекуле оксида,
n – валентность металла.
Термодинамическая возможность химической коррозии, связанная с изменением потенциала такой системы, определяется из данных химического равновесия по уравнению изотермы процесса окисления металла кислородом:
,
где - изменение изобарно-изотермического потенциала системы,
R = 8,31 дж/моль · k – газовая постоянная,
Т – абсолютная температура,
- парциальное давление кислорода, соответствующее исходному состоянию системы,
(равн.) – парциальное давление кислорода, соответствующее равновесному состоянию системы (давление диссоциации оксида, зависящее от температуры).
Из вышеприведенного уравнения следует, что < 0 и реакция возможна, если > (равн.). При этом величина (равн.) зависит от температуры согласно выражению:
Если учесть, что при невысоких температурах на воздухе = 21 кПа, то для всех металлов, кроме Au, (равн.) < 21 кПа, из-за чего они окисляются.
С повышением температуры величина возрастает и термодинамическая возможность самопроизвольного окисления уменьшается. Однако устойчивость против окисления достигается только у Ag, Pt, Ir. Pd, Rh, Ru при тех температурах, где (равн.) > 21 кПа.
Газовая коррозия металлов имеет место во многих случаях действия различных аппаратов, оборудования, систем: при работе нагревательных устройств, реакторов химического синтеза, теплоэнергетических установок, в процессах изготовления деталей приборов и машин методами горячей обработки, а также в других отраслях производства и науки.
Поведение металлов в газах при высоких температурах характеризуют два основных свойства:
Часто бывает необходимо, чтобы металлоизделия обладали одновременно жаростойкостью и жаропрочностью, что является труднодостижимым. Например, многие сплавы алюминия на воздухе или в печных газах при температуре до 4500С являются достаточно жаростойкими, но не жаропрочными. Инструментальные быстрорежущие стали, содержащие вольфрам, при температурах до 7000С имеют хорошую жаропрочность, но не обладают жаростойкостью.
Большое влияние на жаростойкость металлов оказывают защитные свойства образующейся оксидной пленки, которые оцениваются по величине возникшей скорости окисления и по характеру изменения данной скорости во времени (рост толщины пленки). Уровень защитных свойств пленки во многом зависит от выполнения условия ее сплошности. Согласно данному условию молекулярный объем образующегося оксида Vок должен быть больше объема металла VМе, израсходованного на образование молекулы оксида, так что условие сполошности может быть выражено следующими отношениями:
если < 1, то пленка не может быть сплошной;
если > 1, то пленка может быть сплошной.
Величина отношения Vок и VМе может быть рассчитана по формуле:
,
где Мок – молекулярная масса оксида,
- плотность оксида,
- плотность металла,
m – число атомов металла в молекуле оксида,
А – атомная масса металла.
Не удовлетворяют условию сплошности пленки на всех щелочных и щелочноземельных металлах (за исключением Be), на других металлах образуются сплошные оксидные пленки.
Однако выполнение рассмотренного условия сплошности является необходимым, но недостаточным условием формирования высоких защитных свойств пленки.
Если условие сплошности характеризуется отношением >> 1, как, например, у оксидов Mo, W, то в пленке возникают внутренние напряжения, которые могут превысить предел ее прочности и вызвать растрескивание либо отслаивание с потерей защитных свойств. Было установлено, что для формирования высоких защитных свойств отношение объемов должно удовлетворять дополнительному условию:
> > 1.
Данное условие применимо не только для оксидных пленок, но и к другим пленкам продуктов коррозии на металлах.
Жаростойкие сплавы делятся по уровню стойкости на группы, в кторых сплавы имеют жаростойкость очень высокую, большую, умеренную.
Очень жаростойкие сплавы образуют пленки, устойчивые вплоть до температуры плавления , к ним относятся, например, хромаль Х30Ю5, алюминий, сплавы кобальтохромомолибденовый, кобальтохромовольфрамовый.
Большую жаростойкость имеют сплавы, устойчивые до температур 0,75 : хромоникелевая сталь Х14Н14В2М, бериллиевая бронза БрБ2,5, алюминиевая бронза БрА7.
Умеренная жаростойкость характеризует сплавы, устойчивые против окисления до температур 0,5 : сильхром Х9С2, алюминиевая латунь ЛА70-2.
При очень высоких температурах и в весьма агрессивных средах применяются керамические материалы, но при высоких механических нагрузках, а также для изготовления слжных деталей металлические сплавы остаются незаменимыми.
Электрохимическая коррозия происходит благодаря протеканию электрохимических реакций окисления металла и восстановления окислителя в отдельных процессах, со скоростями, зависящими от электродного потенциала металла, при взаимодействии с электролитически проводящей средой. Этот вид коррозии развивается под воздействием на металл жидких электролитов: воды, водных растворов солей, кислот, щелочей, расплавленных кислот и щелочей. Продукты электрохимической коррозии представляют гидроксиды иногда – соли металлов.
Металл, обладающий электронной проводимостью, контактирует с электролитом, у которого имеется ионная проводимость, и в результате их электрохимического взаимодействия металл становится электродом. При этом возникает окисление металла путем перехода его ионов из узлов атомно-кристаллической решетки в раствор, а также восстановление ионов за счет их перехода из раствора на поврехность металла с включением в кристаллическую решетку и образованием атомов согласно обратимой реакции:
.
Динамическое равновесие такого ионного обмена создает в контактной зоне слой катионов и слой электронов – двойной электрический слой.
Если катионы в металле более активные, то их больше переходит в приповерхностную зону электролита с оставлением электронов в поверхностной зоне металла. Данный окислительный, или анодный процесс обеспечивает положительный потенциал металла, называемого анодом:
,
где - катодный потенциал электрода, В.
Равновесный (обратимый) потенциал металла в электролите устанавливается, когда в ионном обмене участвует только ионы данного металла.
Стандартный потенциал металла представляет его равновесный потенциал в стандартных условиях: при активности его ионов в растворе, равной 1, давлении 0,1 МПа, температуре +250С. Измерение стандартных потенциалов металлов с помощью стандартного водородного электрода сравнения, потенциал которого принят равным нулю Вольт, позволило составить ряд напряжений металлов, или ряд их электрохимической активности (табл.3).
Таблица 3
Ряд электрохимической активности металлов
|
Li |
Al |
Ti |
Zr |
Cr |
Fe |
Cd |
Co |
Ni |
H |
Cu |
Ag |
Pd |
Ir |
Pt |
Au |
|
-3,01 |
-1,66 |
-1,63 |
-1,53 |
-0,74 |
-0,44 |
-0,40 |
-0,28 |
-0,25 |
0 |
+0,34 |
+0,80 |
+0,99 |
+1,16 |
+1,19 |
+1,69 |
Металлы с более электроотрицательным потенциалом обладают повышенной способностью к переходу в ионное состояние, что увеличивает их электрохимическую активность, т.е. снижает коррозионную стойкость.
Неравновесный потенциал металла устанавливается, если в ионном обмене с электролитом участвуют не только ионы данного металла, но и другие ионы. Скорости реакций данного обмена различны, поэтому обмен является необратимым и создает неравновесный потенциал.
Стационарный потенциал металла формируется при стабилизации во времени скоростей анодных и катодных процессов, а также величины неравновесного потенциала, который становится подобным равновесному. В этих условиях процесс анодного растворения осуществляется, в основном, благодаря переходу в электролит ионов металла, катодный процесс – за счет присоединения электронов на металле другими ионами либо молекулами электролита – деполяризаторами D.
Таким образом, сущность электродных процессов коррозии металла при его стационарном потенциале в электролите включает два основных явления:
Ме + mH2O = Men+ · mH2O + ne,
ne + D = [Dne].
Способность металла к анодному процессу, т.е. к отдаче своих ионов в раствор, количественно характеризуется величиной равновесного потенциала металла в данных условиях:
.
Способность данного деполяризатора к катодному процессу, т.е. к реакции присоединения электронов, количественно определяется значением равновесного потенциала данной реакции .
Все металлы приобретают стационарный потенциал в растворах, содержащих чужеродные ионы, таких, как H2O, NaCl, H2SO4 и др. Величина стационарного потенциала металла зависит как от внутренних атомов, связанных с самим металлом, так и от внешних факторов, характеризующих электролит и окружающие условия.
Термодинамическая возможность электрохимической коррозии металла, так же как и химическая коррозия определяется знаком изменения изобарно-изотермического потенциала системы, который должен удовлетворять условию:
< 0.
Для электрохимической коррозии данное условие выявляется по характеру величины эдс системы электрод – электролит из уравнения:
= – nEF
где - изменение изобарно-изотермического потенциала системы,
n – число грамм-эквивалентов раствора,
Е = – – эдс системы электрод-электролит,
F = 96500 Кл – число Фарадея.
Данное уравнение показывает, что значение < 0 и электрохимическая коррозия термодинамически возможна, когда величина Е > 0. Для этого необходимо соотношение < , которое обусловливается присутствием в электролите вещества-деполяризатора, имеющего величину равновесного потенциала окислительно-восстановительного процесса более электроположительную, чем равновесный потенциал металла в данных условиях.
При реальном взаимодействии металлоизделий с электролитами на поверхности металла присутствуют макро- и микроучастки, различающиеся по химсоставу, структурно-фазовому состоянию, морфологии, физико-механическим свойствам. Это придает данным участкам отличия по величине электродных потенциалов, т.е. обусловливает электрохимическую гетерогенность поверхности, создавая на ней участки анодные – с более отрицательным потенциалом и катодные – с более положительным потенциалом.
Анодные и катодные реакции локализуются на этих участках, где их протекание наиболее облегчено и является пространственно разделенным. Поэтому электрохимическая коррозия поверхности происходит с перемещением электронов в металле и ионов в электролите при возникновении коррозионного тока подобно работе короткозамкнутого гальванического элемента.
Таким образом, электрохимическая коррозия является результатом работы большого числа коррозионных гальванических элементов на электрохимически гетерогенной поверхности металла, контактирующей с электролитом. В первом приближении эту поверхность можно рассматривать как двухэлектродную (бинарную) систему, состоящую из участков двух видов: анодных с более отрицательным электродным потенциалом и катодных с более положительным потенциалом , чем создается разность потенциалов.
Электрохимическое коррозионное растворение металлов включает три основных, одновременно протекающих, процесса:
Перетекание электронов от анода к катоду могло бы сравнять их потенциалы, т.е. вызвать полную поляризацию электродов и прекращение коррозии. В действительности за счет протекания электродных процессов поддерживается разность потенциалов, т.е. происходит деполяризация электродов. Главную роль при этом играют деполяризаторы – молекулы или ионы электролита, способные на катоде ассимилировать электроны, образовавшиеся на аноде. Это обусловлено более положительным равновесным потенциалом окислительно-восстановительных реакций деполяризатора по сравнению с равновесным потенциалом металла.
Наибольшее значение в реальных условиях электрохимической коррозии имеют катодные реакции кислородной деполяризации:
O2 + 4e + 2H2O = 4OH-,
И водородной деполяризации:
H+ · H2O + e = ½ H2 + H2O.
С кислородной деполяризацией корродируют металлы, находящиеся в атмосфере, в грунте, соприкасающиеся с водой, с водными растворами нейтральных солей, так что коррозия металлов с кислородной деполяризацией является самым распространенным коррозионным процессом.
Равновесный потенциал кислородного электрода на воздухе в нейтральном электролите составляет . При изменениях парциального давления кислорода и величины рН раствора равновесный потенциал кислородного электрода приобретает другие, но также сильно положительные значения. Поэтому условие термодинамической возможности коррозии с кислородной деполяризацией < выполняется для многих металлов и видов коррозионных сред.
С водородной деполяризацией корродируют металлы, контактирующие с растворами кислот, что происходит в отдельных видах производств и чем обусловлена малая распространенность коррозии с водородной деполяризацией.
Равновесный потенциал водородного электрода на воздухе в кислом электролите при рН = 0 составляет = +0,186В, т.е. слабо положительную величину. При всех других значениях рН и изменениях парциального давления водорода равновесный потенциал водородного электрода принимает отрицательные значения. Поэтому коррозия металлов с водородной деполяризацией является термодинамически менее вероятным процессом, чем с кислородной деполяризацией.
В условиях повышенной интенсивности окисления при электрохимической коррозии на поверхности многих металлов могут возникать первичные фазовые или адсорбированные пленки с защитными свойствами. Их присутствие сильно затормаживает анодные процессы ионизации атомов металла и диффузии ионов со значительным смещением потенциала металла в положительную сторону. В результате резко снижаются скорость анодного растворения металла и характеризующий ее коррозионный ток, что представляет пассивность металла.
В определенных случаях электрохимической коррозии пассивность наступает у Ti, Al, Cr, Mg, Ni, Co, Fe, многие другие металлы при этом проявляют склонность к пассивации.
Практические условия электрохимической коррозии металлоизделий и конструкций обусловливают незначительное омическое сопротивление анодных и катодных процессов. Вследствие этого разность их равновесных потенциалов расходуется на преодоление поляризационных сопротивлений, кроме условий очень низкой электропроводности электролита или коррозии под его очень тонкой пленкой. Поэтому на корродирующей поверхности металла устанавливается общий стационарный потенциал , который зависит от величины стандартного потенциала металла . В качестве основного внутреннего фактора коррозии стандартный потенциал характеризует термодинамическую устойчивость металла в различных средах.
Из внешних факторов коррозии наибольшее влияние на коррозионную стойкость металлов оказывает величина рН среды, что позволяет разделить металлы на несколько основных групп.
Высокую коррозионную стойкость в большинстве видов окружающей среды независимо от ее рН проявляют Au, Pt, Ag благодаря большим положительным значением их стандартных потенциалов.
Малостойкими в кислых растворах, недостаточно стойкими в нейтральных растворах и стойкими в щелочных растворах являются Mg, Mn, Fe, что обусловлено свойствами их защитных гидроксидных пленок, растворимыми в кислотах и малорастворимыми в щелочных растворах.
Неустойчивостью в кислых растворах и стойкостью в щелочных растворах характеризуются Ni, Co, Cd благодаря высоким защитным свойствам их оксидных и гидроксидных пленок.
Коррозионностойкими в кислых, но малостойкими в щелочных растворах являются Ta, Mo, W, что связано с кислотным характером защитных пленок их оксидов.
Коррозионную стойкость в нейтральных электролитах, но неустойчивость в кислых и щелочных растворах проявляют Zn, Al, Sn, Pb, Bi, Be, Cu вследствие растворимости их оксидных и гидроксидных пленок в кислотах и щелочах.
Уровень коррозионной стойкости металлов определяется путем коррозионных испытаний, которые проводятся по различным методам в соответствии с разнообразием реальных условий коррозии и включают три основных группы:
1) лабораторные коррозионные исследования образцов в созданных лабораторных условиях,
2) внелабораторные коррозионные испытания образцов в реальных эксплуатационных условиях,
3) эксплуатационные коррозионные испытания приборов, механизмов, машин в реальных условиях.
Показатели коррозионной стойкости металлов разделяются на два вида.
1. Качественные показатели: характеристика коррозионных признаков внешнего вида, микроструктуры металла, цвета специальных индикаторов на поверхности.
2. Количественные показатели: время до появления первого коррозионного центра, число коррозионных центров, возникших в единицу времени, глубина коррозионных разрушений, изменение массы образца, объем газа, выделившегося или поглощенного образцом металла в единицу времени, плотность коррозионного тока, относительные изменения механических свойств, электрического сопротивления, отражательной способности.
Показатель коррозии выбирается в зависимости от метода коррозионных испытаний. Наиболее распространенным и рекомендованным стандартом является глубинный показатель коррозии:
,
где П – глубинный показатель проникновения коррозии, мм/год,
К – показатель убыли массы при равномерной коррозии металла, г/м3·ч,
ρМе – плотность металла, г/см3.
С использованием глубинного показателя коррозии разработана десятибалльная шкала коррозионной стойкости металлов в данной среде. Согласно этому, если, например, в растворах кислот глубинный показатель для коррозионностойких сталей составляет от 0,005 до 0,1 мм/год, то это соответствует группе “стойкие” с баллами 4 и 5. Благородные металлы Ag, Au, Pt, Pd, а также Ti и его сплавы имеют наибольшую коррозионную стойкость в таких средах, они относятся к группам “совершенно стойкие” и “весьма стойкие” с баллами 1, 2, 3. Коррозионная стойкость других цветных металлов и сплавов соответствует группам “стойкие”, “пониженно-стойкие” с баллами 4, 5, 6, 7.
Р а д и а ц и о н н о е с т а р е н и е металлов и неметаллов происходит под влиянием корпускулярных или волновых радиоактивных излучений высокой энергии. При этом возникают изменения физических, механических, коррозионных свойств, растворимости материалов.
Корпускулярные излучения представляют быстрые и медленные нейтроны, ядра и осколки ядер, α - частицы и β - лучи.
Волновые излучения включают γ - лучи, жесткое и мягкое рентгеновские излучения.
Интенсивность излучения оценивается в рентгенах (р), нейтронный поток измеряется суммарным числом нейтронов, прошедших через площадь 1 м2.
Облучение материалов вызывает смещение атомов в междоузлия и образование вакансий, число этих дефектов возрастает с ростом суммарного числа нейтронов. Низкотемпературное облучение создает упрочнение металлов с повышением хрупкости. При повышенных температурах и больших потоках образуются скопления дислокаций, что приводит к возникновению микропор и “распуханию” металла: изменению формы и размеров детали с ухудшением механических свойств.
Коррозионная стойкость металлов при облучении снижается за счет разрушения поверхностных защитных пленок, а также уменьшения электрохимического потенциала и роста активности металла из-за структурных микроповреждений. Наибольшее влияние облучение оказывает на поверхностные свойства материала, по мере удаления от поверхности энергия излучения поглощается согласно закону:
,
где Рх – мощность физической дозы излучения на глубине х, р/с,
Р0 – мощность физической дозы у поверхности материала, р/с,
μ – эффективный коэффициент ослабления излучения в материале, зависящий от природы материала и качества излучения.
Наибольшие объемные изменения вызывает облучение потоком быстрых нейтронов. Существует пороговая плотность потока нейтронов, ниже которого влияние облучения на материалы является незначительным. Главную роль в сопротивлении радиационному старению играет вид межатомной связи материала, среди которых наибольшую стойкость проявляет металлическая связь, наименьшую стойкость – молекулярная связь.
Высокие значения пороговой плотности составляют F=1024–1026 нейтронов/м2 для углеродистых, легированных аустенитных сталей, керамики, сплавов алюминия, циркония, никеля.
Органические полимерные материалы имеют более низкую радиационную стойкость. Они значительно уменьшают свои механические свойства при облучении, у многих из них происходит газовыделение, изменение диэлектрических свойств даже при воздействии менее сильных, чем нейтронное, излучений. Наименьшую пороговую плотность F=1019 нейтронов/м2 имеет полиметилметакрилат, еще ниже пороговая плотность F=1018 нейтронов/м2 у полупроводниковых германиевых и кремниевых материалов.
Р а с т в о р е н и е неметаллических твердых материалов происходит при их контактировании с нейтральными либо дипольными жидкостями. Растворимость материала оценивается его количеством, перешедшим в раствор в единицу времени, иногда растворимость характеризуется наибольшим количеством материала, которое может быть растворено в данном растворителе.
Сильнее всего растворяются материалы, близкие к растворителю по химической природе и содержащие в молекулах сходные группировки атомов; нейтральные вещества лучше растворяются в нейтральных жидкостях, дипольные вещества – в дипольных жидкостях. Например, неполярные либо слабополярные органические полимеры (каучук, парафин) легче растворяются в жидких углеводородах, дипольные смолы с гидроксильными группами (феноло-формальдегиды) растворяются в спирте и других полярных растворителях. С повышением степени полимеризации (ростом молекулярной массы) растворимость уменьшается; линейная структура высокомолекулярных полимеров облегчает растворение, при наличии пространственной структуры растворимость полимеров сильно затрудняется или вовсе отсутствует.
С повышением температуры растворимость материалов, обычно, увеличивается.
Способность материалов подвергаться различным видам технологических воздействий для получения изделий представляет их технологические свойства. В зависимости от применяемых технологических методов обработки к технологическим свойствам относят литейные характеристики, ковкость, свариваемость, паяемость, обрабатываемость резанием.
Л и т е й н ы е х а р а к т е р и с т и к и определяют возможность получения из материала высококачественных отливок с использованием технологических процессов общего назначения. В литейные свойства включают жидкотекучесть, склонность материала к усадке, склонность к ликвации.
Жидкотекучесть представляет способность расплавленного материала до конца заполнять все внутренние полости литейной формы. Она показывает, какова возможность заполнения расплавом узких внутренних полостей формы и получения тонкостенных отливок.
Оценка жидкотекучести производится с помощью специальной технологической пробы, по результатам которой устанавливается длина заполнения расплавом спирального канала при стандартных условиях. Величина жидкотекучести зависит от химического состава сплава и его температуры, поэтому для увеличения жидкотекучести применяют перегрев расплава перед его заливкой в форму.
Наибольшей жидкотекучестью обладают чугуны и литейные сплавы цветных металлов, у сталей жидкотекучесть понижена.
Склонность к усадке характеризует способность материала уменьшаться в линейных размерах и объеме при затвердевании из жидкого состояния и охлаждении. Процессы усадки вызывают образование в материале внутренних напряжений, которые могут привести к короблению (неравномерной деформации) литых деталей и к появлению трещин.
Оценивается склонность к усадке величиной относительного уменьшения размера либо объема изделия:
где α – линейная усадка материала, %,
l0 – длина отливки после остывания, мм,
l1– длина модели отливки, мм.
Наименьшую усадку, равную в среднем = 0,5 %, дают серые чугуны, средняя усадка литейных сплавов цветных металлов составляет 1%, сталей – 2 %. При равномерном характере усадки ее объемная величина в 3 раза превышает линейную.
Склонность к ликвации проявляется как формирование химической неоднородности сплава при его кристаллизации из жидкого состояния и остывании. Из-за этого в отливке возникают структурные неоднородности, чем создается неоднородность свойств, ухудшающая качество изделия.
Ликвация связана с химическим составом сплава, она усиливается с замедлением кристаллизации и остывания. Поэтому в крупных отливках, особенно из высоколегированных сплавов, наблюдается увеличенная степень ликвации, которая может быть устранена с помощью термообработки.
К о в к о с т ь материала определяет его способность подвергаться обработке давлением с получением изделий необходимого качества. Она оценивается предельно допустимым коэффициентом уковки, представляющим степень уменьшения исходной высоты цилиндрической заготовки при ее осадке в холодном состоянии между плоскими плитами без появления видимых внешних повреждений:
,
где Кн – коэффициент уковки,
Н0 – исходная высота заготовки, мм,
Н1 – конечная высота заготовки, мм.
Наилучшей ковкостью на уровне Кн = 5,0 обладают легированные хромоникелевые стали, высокую ковкость, соответствующую Кн = 2,5...3,0, имеют малоуглеродистые стали, а также латуни, средней ковкостью Кн= 1,5 характеризуются деформируемые сплавы алюминия.
С в а р и в а е м о с т ь указывает на способность материалов формировать прочное сварное соединение за счет применения простых сварочных технологий. Оценка свариваемости производится различными технологическими пробами, среди которых наиболее часто применяют испытания сварных образцов на прочность при изгибе и на ударную вязкость. Если в результате испытаний образца полученные показатели прочности и вязкости соответствуют нижним числовым пределам для данного материала, то его свариваемость оценивается как хорошая. При более низких значениях показателей прочности и вязкости свариваемость материала считается удовлетворительной, ограниченной или плохой.
Хорошая свариваемость характеризует малоуглеродистые и низколегированные стали, с ростом концентрации углерода и легирующих элементов свариваемость сталей снижается. Это объясняется увеличением доли твердых хрупких и тугоплавких карбидных включений в структуре сварного шва. Содержание Ni , Mn, Si в сталях не ухудшает свариваемости и способствует стабилизации качества сварных соединений.
П а я е м о с т ь предсталяет способность материалов к образованию прочных паяных соединений при использовании технорлогических процессов пайки обычного типа. Для оценки паяемости применяются методы испытания паяных образцов на герметичность, прочность, пластичность при последующем сопоставлении получаемых характеристик с имеющимися нормативными требованиями. Хорошей паяемостью обладают углеродистые и низколегированные стали, с ростом содержания легирующих элементов паяемость сталей ухудшается, приближаясь к среднему и низкому уровню. Это связано с образованием поверхностных химически стойких оксидов легирующих элементов в виде пленок. Оксидные пленки ухудшают смачиваемость поверхности сталей припоем и затрудняют процессы их взаимодиффузии.
Пониженную паяемость имеют многие цветные металлы и сплавы, в отличие от которых медь, а также ее основные сплавы – латуни, бронзы, медноникелевые – характеризуются хорошей паяемостью.
О б р а б а т ы в а е м о с т ь р е з а н и е м подразумевает способность материала подвергаться обработке со снятием стружки. Обычно, она характеризуется коэффициентом обрабатываемости Кv, выражающим отношение скорости резания данного материала, при которой износостойкость резца соответствует определенному уровню, к скорости резания эталонного материала с той же износостойкостью резца при одинаковых условиях обработки. За эталон в этом случае принимается качественная углеродистая сталь 45, широко применяемая для изготовления деталей приборов и механизмов.
Высокой обрабатываемостью при значениях Кv = 4… 6 обладают алюминиевые сплавы, хорошую обрабатываемость, соответствующую величинам Кv = 1,5 …2,0, имеют малоуглеродистые и низколегированные стали. С повышением содержания углерода и легирующих элементов обрабатываемость сталей ухудшается, приближаясь к значению Кv = 0,5.