Martensīta transformācija. Sakausējumu difūzijas piesātinājums ar oglekli un slāpekli Oglekļa difūzijas ceļš
Aplūkoti sabiedriskās ūdensapgādes kvalitātes vienību parametri, noteikta to aprēķināšanas metodika un parādīti ūdensapgādes sistēmas kvalitātes kompleksā indeksa aprēķināšanas soļi.
Atslēgas vārdi: ūdens, kvalitātes vienības parametri, visaptverošs kvalitātes rādītājs, aprēķina metode.
Belovs Dmitrijs Borisovičs, tehnisko zinātņu kandidāts, docents, imsbelov@,mail. ru, Krievija, Tula, Tulas Valsts universitāte,
Masenkovs Jevgeņijs Vjačeslavovičs, maģistrants, masenkov-evgeny@yandex. ru, Krievija, Tula, Tulas Valsts universitāte
UDC669.017.3; 669.017.3:620.18
DZESĒŠANAS APSTĀKĻU IETEKME UZ VIDĒJĀ OGLEKĻA TĒRAUDA CIEDĪŠANAS LAIKĀ UZ ATLIKUŠO SPRIEGUMU LĪMENI UN OGLEKĻA PĀRDALE AUSTENĪTĀ UN MARTENZĪTĀ
ĒST. Grīnbergs, A.A. Aleksejevs, E.Ju. Novikova, A.A. Jarovicka, A.F. Galkins
Tika pētīta dzesēšanas ātruma ietekme rūdīšanas laikā uz martensīta atlikušo spriegumu līmeni pēc tēraudu 40Х, 40Х13 un 40Н14 rūdīšanas. Ir pierādīts, ka faktori, kas veicina oglekļa iespējamās difūzijas ceļa palielināšanos, izraisa neviendabīgāka oglekļa sadalījuma veidošanos pēc dzēšanas. Dominējošo ieguldījumu oglekļa pārdalē dzesēšanas dzesēšanas laikā nodrošina tā segregācija uz austenīta kristāliskā režģa defektiem temperatūras diapazonā pirms martensīta transformācijas.
Atslēgas vārdi: martensīta transformācija, dzesēšanas ātrums, atlikušie spriegumi, oglekļa pārdale, difūzijas ceļš, martensīta sadalīšanās.
Pārdzesētā austenītā dzesēšanas periodā līdz punktam Mn austenīta režģī notiek oglekļa pārdale ar tā adsorbciju uz kristāla struktūras defektiem. Ņemot vērā lielo oglekļa mobilitāti austenītā diapazonā T3 - Mn, kur T3 ir tērauda sildīšanas temperatūra sacietēšanai, var pieņemt, ka šādai pārdalei vajadzētu novest pie ievērojamām izmaiņām sākotnējā oglekļa sadalījumā.
Savukārt martensītā, kas veidojas oglekļa tēraudos, manāmi attīstās arī oglekļa pārdales procesi. Šo procesu rezultāts ir atkarīgs no iespējamā garuma
oglekļa atomu difūzijas ceļš. Turklāt oglekļa un leģētajos tēraudos, kuros oglekļa saturs ir mazāks par 0,6%, sakarā ar to, ka Mn punkts ir salīdzinoši augstā temperatūrā, martensīta sadalīšanās procesi var būtiski attīstīties jau atdzišanas laikā martensīta diapazonā.
Šī darba mērķis bija izpētīt dzesēšanas ātruma ietekmi rūdīšanas laikā uz atlikušo spriegumu līmeni, kā arī novērtēt oglekļa pārdales ietekmi un relatīvo lielumu pārdzesētā austenītā un svaigi izveidotā martensītā. martensīta turpmākās sadalīšanās īpašību un kinētikas izmaiņas vidēja oglekļa satura tēraudos.
Pētījuma objekti bija vidēji oglekļa tēraudi 40Х, 40Х13 un 40Н14, kuru ķīmiskais sastāvs parādīts tabulā. 1.
1. tabula
Tēraudu ķīmiskais sastāvs
Tērauda marka Elementu saturs, % (masas)
C Cr Co Mo 81 MP N1 Si 8 R
40Х 0,44 0,92 - - 0,30 0,71 0,30 0,30 0,035 0,035
40Х13 0,40 13,0 - - 0,8 0,8 0,60 0,30 0,025 0,030
40N14 0,36 0,07 0,02 0,01 0,30 0,47 14,47 0,06 0,001 0,013
Dzesēšanas ātrums tika mainīts, izmantojot divus dažādus dzesēšanas līdzekļus: 10% NaCl (turpmāk sāls) un minerāleļļas (turpmāk eļļa) vai to kombinācijas. Sildīšanas režīms dzesēšanai tika izvēlēts, pamatojoties uz vienmērīgu oglekļa sadalījumu austenītā. Sildīšanas temperatūra rūdīšanai bija: tēraudam 40Х - 860 °С, 40Х13 - 1050 °С, 40Н14 - 830 °С. Izotermiskās iedarbības ilgums sildīšanas temperatūrā sacietēšanai ir 20 minūtes.
Paraugu metalogrāfiskā analīze tika veikta ar optisko mikroskopu "Obveger.B1sh" ar palielinājumu 500 reizes. Makrocietības mērījumi tika veikti, izmantojot TK-2 ierīci. Kā IAS novērtējums tika ņemts vidējais aritmētiskais no 5 paralēlu mērījumu sērijas. Mikrocietība tika mērīta ar PMT-3 ierīci ar 1 N slodzi neizgravētām sekcijām. Sacietējušā virsmas slāņa noņemšanai tika izmantota trīskārša pārpulēšana ar starpgravējumu. Par mērījumu rezultātu tika ņemts vidējais 50 mērījumu rezultāts.
Atlikušo makrospriegumu līmenis tika noteikts ar rentgena strukturālo metodi uz DRON-2 difraktometra, izmantojot kobalta Ka starojumu. Makro stresu noteica rentgena nobīde
Sky line 211 DESH stūrī. Difrakcijas raksturlielumi tika reģistrēti, izmantojot soļu skenēšanu (solis 0,1°), apstrādi izmantojot 1VMRS lietojumprogrammu “Rentgena līnijas profila analīze ar momentu metodi”.
Ņemot vērā eksperimentu metodiskās īpatnības (dekarbonizētā virsmas slāņa noņemšana, makrocietības mērījumi, paraugu sagatavošana mērījumiem), pirmie mikrocietības mērījumi tika veikti 1,5-2 stundas pēc atbilstošās termiskās apstrādes pabeigšanas.
Pētījumā izmantotie dzesēšanas līdzekļi nodrošina dzesēšanas ātrumu, kas pārsniedz pētāmo tēraudu kritiskos dzesēšanas ātrumus. Mikrostrukturālās analīzes un makrocietības mērījumu rezultāti apstiprina, ka visu pētīto tēraudu rūdītajos paraugos galvenā konstrukcijas sastāvdaļa ir martensīts.
Attēlā 1.attēlā a ir parādīti atlikušo makrospriegumu (о) līmeņa mērījumu rezultāti, savukārt 1.attēlā b parādīta pētāmo tēraudu paraugu mikrocietība (HH) pēc rūdīšanas dažādās vidēs. Dzesēšanas ātruma samazināšanās rūdīšanas laikā eļļā (salīdzinājumā ar rūdīšanu sālī) palielina pārdzesēta austenīta pastāvēšanas laiku un svaigi izveidotā martensīta pašrūdīšanas ilgumu. Tas palīdz palielināt oglekļa pārdales pilnīgumu gan pārdzesētā austenītā, gan iegūtajā martensītā, kā rezultātā būtiski samazinās visu pētīto tēraudu atlikušo spriegumu līmenis un mikrocietība.
■ Rūdīšana sālī
■ Eļļas sacietēšana
■ Solp sacietēšana
Rūdīšana eļļā
Rīsi. 1. Rūdīto tēraudu atlikušo makrosprieguma (a) un mikrocietības (b) līmenis
Augsta hroma satura klātbūtne, kas samazina oglekļa difūzijas mobilitāti, tēraudā 40Х13 nosaka minimālo (pētītajiem tēraudiem) oglekļa pārdales pakāpi (neskatoties uz
ievērojami augstāka sildīšanas temperatūra dzēšanai). Rezultātā tēraudam 40Х13 tiek reģistrēts maksimālais atlikušo spriegumu līmenis rūdīšanas laikā abās vidēs un minimālā atlikušo spriegumu lieluma atšķirība Do = oc - om, kas saistīta ar ātruma samazināšanos.
rūdīšanas dzesēšana.
Tēraudam 40N14 ar augstu niķeļa saturu, kas palielina oglekļa difūzijas mobilitāti, tiek novērota tieši pretēja aina. Atlikušo spriegumu lielums šī tērauda rūdītajos paraugos (ass) ir minimāls katrai dzesēšanas videi, un vērtība Do ir maksimālā. Tēraudam 40X tiek ievērotas šo parametru starpvērtības.
Atlikušo spriegumu līmeni svaigi rūdītos vidēja oglekļa satura tēraudu paraugos nosaka gan oglekļa cietās šķīduma pārsātinājuma pakāpe bcc dzelzē (martensīts), gan oglekļa sadalījuma vienmērīgums. Pētījumos izmantoto paraugu izmēri un forma ļauj neņemt vērā termisko spriegumu ietekmi, kas saistīta ar nevienmērīgu dzesēšanu parauga šķērsgriezumā. Līdz ar to atlikušo makrosprieguma līmeņu atšķirības dažādu dzesēšanas ātruma dēļ rūdīšanas laikā var būt saistītas ar dažādām oglekļa pārdales pakāpēm gan pārdzesētā austenītā (dzesēšanas laikā līdz martensīta transformācijas sākumam), gan iegūtajā martensītā. kad tas ir atdzesēts līdz istabas temperatūrai un tiek turēts šajā temperatūrā pirms mērījumu sākšanas.
Oglekļa atomu 1d iespējamā difūzijas ceļa novērtējums, kas veikts, izmantojot pētījumu datus par Cr un N1 ietekmi uz oglekļa difūzijas parametriem, parādīja sekojošo. Tēraudam 40Х13 austenītā rūdīšanas laikā dzesēšana no sildīšanas temperatūras rūdīšanai līdz punktam Mn/dv ir 1,5 reizes mazāka nekā tēraudā 40Х un 3,5 reizes mazāka nekā tēraudam 40Н14. Atdzesējot no Mn punkta līdz istabas temperatūrai (t.i., martensītā), /d ir aptuveni vienādas vērtības tēraudiem 40Х un 40Н14, kas divreiz ir vienādas tēraudam 40Х13. Tas labi saskan ar iepriekš sniegtajiem rezultātiem attiecībā uz atlikušo spriegumu un mikrocietības līmeni.
Tādējādi dzesēšanas laikā nepārtrauktas rūdīšanas laikā, neskatoties uz tās īso ilgumu, notiek ievērojama oglekļa pārdale gan austenītā, gan svaigi izveidotajā martensītā. Tā kā šai pārdalei ir difūzijas raksturs, faktoriem, kas veicina oglekļa atomu iespējamā difūzijas ceļa palielināšanos dzelzs y- un a-modifikācijās, vajadzētu palielināt šīs pārdales pilnīgumu, t.i. rūdīta tērauda oglekļa sadalījuma neviendabīguma pakāpes palielināšanai.
Tādējādi dzesēšanas dzesēšanas ātruma palielināšana un sakausēšana ar karbīdu veidojošiem elementiem, ja citas lietas ir vienādas, veicina vienmērīgāka un līdz ar to mazāk termodinamiski stabila oglekļa sadalījuma izveidi martensītā.
Lai atbildētu uz jautājumu par to, kāda ir ieguldījuma kopējā oglekļa pārdalei dzesēšanas dzesēšanas laikā austenīta un martensīta intervālos, mēs izmantojām 40X tērauda paraugu dzēšanu divās vidēs. Dzēšana tika veikta gan ar eļļu sālī, gan caur sāli eļļā. Dzēšanas līdzekļa secības maiņa nodrošināja atšķirību attiecīgo temperatūras intervālu caurbraukšanas ātrumos dzesēšanas laikā. Kā kontroles režīmi tika veikta nepārtraukta dzēšana eļļā un sālī.
Izmantojot rūdīšanu divās vidēs, uzturēšanās laika izvēlei pirmajā vidē atbilstoši eksperimenta mērķim jānodrošina temperatūras Mn sasniegšana, pēc kuras paraugs pēc iespējas ātrāk tiek pārnests uz otro dzesēšanas vidi. Šajā sakarā katram dzesēšanas līdzeklim, izmantojot vairākus aprēķinu modeļus, tika veikts sākotnējais noturēšanas ilguma novērtējums, kas nepieciešams, lai sasniegtu temperatūru Mn. Paraugu dzesēšanas laiks no 860 °C līdz Mn punktam pēc franču formulas bija 5,7 s eļļai, 1,7 s sālim. Aprēķini, kas veikti, izmantojot darbos uzrādītos datus, deva 4,1 s eļļai, 0,8 s sālim.
Ņemot vērā aprēķinu rezultātu atšķirības, lielos dzesēšanas ātrumus un līdz ar to šauru mainīgā uzturēšanās laika diapazonu pirmajā dzesēšanas vidē, parauga klātbūtni gaisā, pārvietojot to no vienas dzesēšanas vides uz citu, un citus faktorus. , tika nolemts pielietot šādu eksperimentālo shēmu (2. att.).
1 h ^ h. 1 h 1 N X | 4 X / N. / | x X 1 1 h ^ ^^ ■ 4 h - s()lъ 1 sLtslo\ 1 h ^H. > h x h 4, h. h h
1 h 6 sāls 2 s. eļļa % p ^ 7 c1>l £ 3 c. nedaudz ^ 3 eļļas VI, 2 hol pCg s. sāls ¡.ges^k^b s. sāls
8 1 ^ X sāls + IX eļļa
2. att. Eksperimenta shēma par sacietēšanu divās vidēs
Tika realizēti dzesēšanas režīmi, kuros pāreja no pirmās dzesēšanas vides uz otro tika veikta temperatūrās: virs Mn punkta (4. un 5. režīmi 2. att.); tuvu punktam Mn (3. un 6. režīms); zem punkta Mn (2. un 7. režīms). Turklāt, kā norādīts iepriekš, salīdzināšanai tika izmantota nepārtraukta dzesēšana eļļā (1. režīms) un sālī (8. režīms).
Makrocietības mērījumu rezultāti pēc termiskās apstrādes atbilstoši norādītajiem režīmiem ir parādīti tabulā. 2.
2. tabula
Rūdīta tērauda 40X cietības mērīšanas rezultāti
HRC režīms HRC režīms
Kā atzīmēts darbos, makrocietības vērtību atšķirības sacietēšanas laikā dažādās vidēs neļauj mums nonākt pie nepārprotamiem secinājumiem. Atšķirībā no makrocietības, mikrocietības izmaiņas vienādos apstākļos uzrāda būtiskākas atšķirības atkarībā no izmantotajiem dzesēšanas režīmiem (3. att.).
12345678 Dzesēšanas režīms
3. att. Dzesēšanas režīma ietekme rūdīšanas laikā uz 40X tērauda mikrocietību
Kā jau varētu gaidīt, nepārtraukta dzesēšana eļļā (1. režīms) nodrošina maksimālo paraugu uzturēšanās ilgumu abos interesējošos temperatūras diapazonos (“T3 - Mn” un “Mn - 20”).
°C"), kas nodrošina vislielāko oglekļa pārdales pilnīgumu un līdz ar to minimālās mikrocietības vērtības. Gluži pretēji, nepārtraukta dzesēšana sālī (8. režīms) nodrošina maksimālo (no izmantotajiem) caurlaidības ātrumu šiem temperatūras intervāliem un attiecīgi minimālo oglekļa pārdales pakāpi un maksimālo mikrocietību.
Dzesējot saskaņā ar 2., 3. un 4. režīmu, kurā dzesēšana eļļā beidzas tuvu punktam Mn un martensīta intervāls iet cauri ar daudz lielāku ātrumu, palielinās mikrocietība (salīdzinot ar nepārtrauktu dzesēšanu eļļā), galvenokārt samazināšanās dēļ. procesa pilnībā.svaigi izveidotā martensīta pašrūdīšana transformācijas laikā (vai turpmākās turēšanas laikā istabas temperatūrā pirms mērījumu uzsākšanas).
Ievērojami lielākas atšķirības tiek novērotas, izmantojot NaCl šķīdumu kā pirmo dzesēšanas vidi. Mērcēšana sālī 1 s (5. režīms) acīmredzami nenodrošina būtisku sacietējušā parauga temperatūras pazemināšanos pirms tā pārnešanas uz eļļu. Rezultātā tā mikrocietība izrādās starpposms starp nepārtrauktu dzēšanu eļļā un rūdīšanu 2., 3., 4. režīmos. Uzturēšanās laika palielināšana sālī līdz 2 s (6. režīms) ievērojami samazina oglekļa pārdales ilgumu. pārdzesētā austenītā, vienlaikus saglabājot minimālo caurlaides ātrumu martensīta intervālā. Tā rezultātā ievērojami palielinās cietība salīdzinājumā ar eļļas sacietēšanu. Mērcēšana sālī 3 s (7. režīms) acīmredzot nodrošina dzesēšanu ar maksimālo ātrumu gan pārdzesēta austenīta pastāvēšanas diapazonā, gan daļā no intervāla “Mn-20 °C”. Rezultātā paraugu mikrocietības vērtība, kas rūdīta, izmantojot šo režīmu, izrādās gandrīz tāda pati kā nepārtrauktas rūdīšanas laikā sālī.
Tādējādi dzesēšanas ātruma samazināšanās nepārtrauktas sacietēšanas laikā palīdz palielināt oglekļa pārdales pilnīgumu un ar to saistīto mikrocietības samazināšanos, galvenokārt tāpēc, ka palielinās pārdzesēta austenīta pastāvēšanas laiks. Ieguldījums kopējā efektā no oglekļa pārdales dzesēšanas diapazonā no Mn punkta līdz istabas temperatūrai izrādās daudz mazāks.
1. Atlikušo makrosprieguma līmeņu atšķirību, ko rada dažādi dzesēšanas ātrumi vidēja oglekļa satura tēraudu rūdīšanas laikā, nosaka oglekļa pārdales pakāpe gan pārdzesētā austenītā (dzesēšanas laikā līdz martensīta transformācijas sākumam) un iegūtajā martensītā, kad tas ir atdzesēts līdz istabas temperatūrai un tiek turēts šajā temperatūrā pirms mērījumu sākšanas.
2. Oglekļa pārdales pakāpi galvenokārt nosaka uzturēšanās ilgums temperatūras diapazonā pirms martensīta transformācijas, tas ir, austenīta fāzē. Oglekļa pārdales procesu ieguldījums martensītā izrādās ievērojami mazāks. Tādējādi rūdītā tērauda atšķirīgais martensīta stāvoklis, kas saistīts ar dzesēšanas dzesēšanas ātruma atšķirībām, ir saistīts ar faktu, ka faktiskā martensīta transformācija tajā pašā tēraudā sākas ar atšķirīgu sākotnējo oglekļa sadalījumu pārdzesētajā austenītā.
Pētījums veikts ar Krievijas Fundamentālo pētījumu fonda un Tulas apgabala administrācijas finansiālu atbalstu zinātniskā projekta Nr.15-4803237 “r_center_a.
Bibliogrāfija
1. Smirnovs M.A., Šastļivcevs V.M., Žuravļevs L.G. Tērauda termiskās apstrādes pamati. Jekaterinburga: Krievijas Zinātņu akadēmijas Urālu filiāle, 1999. 495 lpp.
2. Krištala M.A. Difūzijas procesi dzelzs sakausējumos. M.: Nauka, 1963. 278 lpp.
3. Bokšteins B.S. Difūzija metālos. M.: Metalurģija, 1978. 248
4. Lyuty V. Dzēšanas līdzekļi: uzziņu publikācija, / red. Masļenkova S.B.; josla no grīdas Čeļabinska: Metalurģija, 1990. 192 lpp.
5. Grinberga E.M., Kondaurova E.Ju. Dzesēšanas ātruma ietekme sacietēšanas laikā uz tēraudu struktūru un fizikālajām un mehāniskajām īpašībām // Izvestija Tula Valsts universitāte. Ser. Materiālzinātne. 2000. sēj. 1. 156. - 160. lpp.
6. Grinbergs E.M., Varjuks T.S. Dzesēšanas ātruma ietekme rūdīšanas laikā uz tēraudu struktūru un cietību // Tula Valsts universitātes Izvestija. Ser. Materiālzinātne. 2003. 4. izdevums. 143. - 148. lpp.
7. Dzesēšanas ātruma ietekme rūdīšanas laikā uz atlikušo spriegumu līmeni tēraudos / E.M. Grīnbergs, S.S. Gončarovs, E. Ju. Kondaurova, E.S. Žarikova // Tulas Valsts universitātes ziņas. Ser. Materiālzinātne. 2006. 6. izdevums. 6. - 16. lpp.
8. Karbīdu un nekarbīdu veidojošo sakausējuma elementu ietekme uz metastabilu konstrukciju transformācijām vidēja oglekļa tēraudu rūdīšanas laikā / E.M. Grīnbergs, S.S. Gončarovs, E. Ju. Kondaurova, T.A. Māsīca // Tulas Valsts universitātes ziņas. Ser. Materiālzinātne. 2006. Izdevums. 6. 33. - 42. lpp.
Grinbergs Jevgeņijs Markusovičs, inženierzinātņu doktors. Zinātnes, prof., emgrinhergamail.ru, Krievija, Tula, Tulas Valsts universitāte,
Aleksejevs Antons Anatoļjevičs, PhD, ant.suvorovamail.ru, Krievija, Tula, Tulas Valsts universitāte,
Novikova Jeļena Jurievna, Ph.D. tech. Zinātnes, asociētais profesors, kondaurovae@,mail.ru, Krievija, Tula, Tulas Valsts universitāte,
Yarovitskaya Alina Aleksandrovna, students, ladycat95@mail. ru, Krievija, Tula, Tulas Valsts universitāte,
Galkins Andrejs Fedorovičs, students, anfga [aizsargāts ar e-pastu], Krievija, Tula, Tulas Valsts universitāte
DZESĒŠANAS APSTĀKĻU IETEKME UZ AUSTENĪTA UN MARTENZĪTA ATLIKUŠO SPRIEGUMU LĪMENI UN OGLEKĻA PĀRSADALĪŠANU UZ VIDĒJĀ OGLEKĻA TĒRAUDA SAcietĒŠANĀS
E.M. Grīnbergs, A.A. Aleksejevs, E.Y. Novikova, A.A. Jarovicka, A.F. Galkins
Pētīta dzesēšanas ātruma ietekme uz rūdīšanu uz martensīta atlikušo spriegumu līmeni pēc tēraudu 40Х, 40Х13 un 40Н14 rūdīšanas. Ir pierādīts, ka faktori, kas veicina oglekļa difūzijas ceļa iespējamo palielināšanos, noved pie vairāk veidošanās. nehomogēns oglekļa sadalījums pēc sacietēšanas. Dominējošais ieguldījums oglekļa pārdalē cietinātās dzesēšanas laikā rada tā segregāciju pie kristāliskā režģa defektiem austenītā, kas atrodas temperatūrā, kas pārsniedz martensīta transformācijas temperatūru.
Atslēgas vārdi: martensīta transformācija, dzesēšanas ātrums, atlikušie spriegumi, oglekļa pārdale, difūzijas ceļš, martensīta sadalīšanās.
Grinbergs Jevgeņijs Markusovičs, tehnisko zinātņu kandidāts, docents, emgrin-berg@,mail.ru, Krievija, Tula, Tulas Valsts universitāte,
Aleksejevs Antons Anatolēvičs, maģistrants, [aizsargāts ar e-pastu], Krievija, Tula, Tulas Valsts universitāte,
Novikova Jeļena Jurievna, tehnisko zinātņu kandidāte, docente, [aizsargāts ar e-pastu], Krievija, Tula, Tulas Valsts universitāte,
Yarovitskaya Alina Aleksandrovna, studente, ladycat95@,mail.ru, Krievija, Tula, Tulas Valsts universitāte,
Galkins Andrejs Fedorovičs, students, anfgalkinamail. ru, Krievija, Tula, Tulas Valsts universitāte
abiem D 0 = 1 6 ∆ 2 v.
Tādējādi, lai aprēķinātu D, ir jāzina katras vielas starpatomiskais attālums un vibrācijas frekvence. Tiesa, dabā ir daudz vielu, taču lielākajai daļai no tām šīs īpašības jau ir izmērītas ar pienācīgu precizitāti un ir pieejamas tabulās. Tas, kas paliek, ir aktivizācijas enerģija, un šeit ir galvenā problēma.
Jā, protams, to var izmērīt. Bet tas katrā atsevišķā gadījumā jāmēra no jauna. Pieņemsim, ka mēs izmērījām aktivācijas enerģiju dzelzs pašdifūzijai. Bet niķeļa, vara un vēl jo vairāk oglekļa difūzijai dzelzē būs atšķirīga aktivācijas enerģijas vērtība. Un, kad ogleklis izkliedējas nevis dzelzī, bet gan dzelzs sakausējumā ar niķeli vai ar to pašu oglekli, katru reizi tiks iegūtas jaunas vērtības. Un mēs nezinām, kā tam pieiet. Katru reizi, kad mums ir jāveic arvien jauni mērījumi, mēs nevaram neko iepriekš paredzēt, mēs neko nevaram novērtēt a priori.
Tikmēr aktivizācijas enerģijas vērtība galvenokārt nosaka difūzijas koeficienta vērtību. Izteiksmē D = D 0 exp(− E / RT) exp koeficients (-E/RT) ir galvenais!
Tātad galvenā problēma, ar kuru esam atsituši pret sienu, ir šāda: kā, zinot visu, ko mēs jau zinām, varam aprēķināt vai vismaz aptuveni novērtēt difūzijas aktivācijas enerģiju? Priekšroka. Neveicot mērījumus katru reizi. Tad pēc pieredzes visu var noskaidrot. Bet vispirms es gribu izdomāt, kas un kā notiks. Un dažreiz vienkārši ir nepieciešams iestudēt eksperimentu.
Šī ir problēma, kas tiks apspriesta nodaļā. 3.
3. NODAĻA DIFFŪZIJAS LIKUMI VAI KĀ TAM JĀBŪT
1. Atomi pārvar barjeru
Difūzijas koeficients ir eksponenciāli atkarīgs no temperatūras: D = D 0 exp(− E / RT ) . Kā
Jo lielāka ir aktivācijas enerģija, jo spēcīgāka šī atkarība, jo vairāk difūzijas koeficients palielinās, palielinoties temperatūrai – tas izriet no eksponenciālās funkcijas īpašībām. Kas ir aktivizācijas enerģija? Kāpēc tas ir vajadzīgs? No kurienes nāk šī enerģija un kam tā tiek izmantota? Mēģināsim atbildēt uz šiem jautājumiem secīgi.
Pirmkārt, mēs atzīmējam, ka ne tikai difūzija, bet arī daudzi citi procesi ir aktivizācijas procesi. Tas nozīmē, ka, lai tos izpildītu, ir nepieciešama pārmērīga enerģija. Tās ir, piemēram, gandrīz visas ķīmiskās reakcijas. Mēs jau teicām, ka Arrēnijs uzrakstīja savu slaveno ķīmisko reakciju ātruma vienādojumu. Arrhenius tieši formulēja domu, ka reakcijas rašanās nosacījums ir molekulu liekās enerģijas uzkrāšanās. Reakcijā var piedalīties tikai “aktīvās” molekulas. Pēc Arrhenius domām, aktivācijas enerģija ir minimālā liekā enerģija, kurai molekulai jābūt, lai tā piedalītos reakcijā. Tāpēc attiecībā uz difūziju aktivācijas enerģija ir mazākā liekā enerģija, kas atomam ir “jāuzkrāj”, lai veiktu difūzijas lēcienu, pārietu no viena mezgla uz otru.
Vai šāda viena atoma enerģijas uzkrāšana nav pretrunā ar termodinamiku? Vai situāciju, kad dažiem atomiem ir enerģijas pārpalikums salīdzinājumā ar citiem, var uzskatīt par normālu lietu kārtību? Vai, gluži pretēji, ir normāla situācija, kad visās atmosfērās ir vidējā enerģija noteiktā temperatūrā? Kādu kārtību nosaka otrais termodinamikas likums un kas izriet no sistēmas minimālās brīvās enerģijas nosacījuma?
Nekādā gadījumā nav nepieciešams iedomāties, ka visām gāzu un šķidrumu molekulām vai visiem cietās vielas atomiem ir vienāda enerģija. Izmantojot Boltzmann sadalījumu kā piemēru, mēs jau esam redzējuši, ka tas tā nav. Tiek dotas tikai vidējās vērtības. Mēs arī redzējām, ka atsevišķas molekulas trajektorija gāzē un šķidrumā ir ļoti sarežģīta līkne, kas sastāv no segmentiem, kas vērsti zem
nejauši leņķi un kopumā arī ar dažādu garumu. Gandrīz neko nevar teikt par atsevišķu daļiņu: tā var palikt savā vietā vai attālināties. Un jūs varat aprēķināt vidējo kvadrātisko nobīdi. Tādā pašā veidā iepriekš nav zināms, kāda būtu nejauši izvēlētas molekulas vai atoma enerģija, ja mēs varētu to izmērīt. Un vidējo enerģiju var aprēķināt diezgan precīzi: vienam molam monatomiskas gāzes molekulu vidējā kinētiskā enerģija ir vienāda ar 3/2RT, atomu vibrācijas kustībai cietā vielā pietiekami augstā temperatūrā - 3RT.
Tādējādi fakts, ka atsevišķas daļiņas enerģija var novirzīties no vidējās vērtības, nemaz nav pretrunā ar termodinamiku. Termodinamika pareizi un droši prognozē daļiņu vidējo enerģiju un vidējo blīvumu, taču tā nevar paredzēt atsevišķas daļiņas uzvedību. Dosim vārdu Maksvelam. Jau pieminētajā “Siltuma teorijā”, pieskaroties jautājumam par molekulu sadalījumu pēc ātruma, viņš rakstīja: “Šeit es gribētu atzīmēt, ka, pieņemot ... metodi, kurā tikai vidējais skaits ... molekulas, kas atlasītas atbilstoši to ātruma vērtībai, mēs atsakāmies no precīzās kinētiskās metodes, kas izseko katras atsevišķas molekulas kustībai visās tās sadursmēs. Tāpēc ir iespējams, ka, lai gan mūsu rezultāti būs labs novēroto faktu apraksts, ja vien mēs ņemsim vērā gāzes uzvedību kopumā, tie izrādīsies bezjēdzīgi, ja mēs esam tik attīstījuši savas spējas un uzlabojuši savus novērošanas instrumentus. ka mēs varam atklāt katru atsevišķu molekulu un izsekot visam tās ceļam.
Kas ir mūsu pārliecības pamatā, izmantojot vidējos rādītājus? Un cik liela ir viena vai otra fiziskā lieluma novirzes iespējamība no vidējām vērtībām?
15. novirze: lielu skaitļu un svārstību likums. Vidējās vērtības atspoguļo sistēmas stāvokli; Ja stāvoklis mainās, mainīsies arī vidējās vērtības. Piemēram, ja tiek uzkarsēta gāze vai cieta viela un mainās temperatūra, mainīsies vidējā enerģijas vērtība.
Iemesls, kāpēc mēs esam pārliecināti, ka vidējos rādītājus var aprēķināt precīzi, izriet no varbūtības teorijas un lielo skaitļu likuma. Izmantojot varbūtības teoriju, mēs varam veikt ļoti precīzus aprēķinus, ja mums ir darīšana ar lieliem skaitļiem. Līdz ar to, metot monētu vienreiz, nav iespējams paredzēt, vai monēta pacelsies augšā, taču, ja to met ļoti daudz reižu, tad vidēji 50% gadījumu galviņas nāks augšā.
Lielo skaitļu likums nosaka, ka novirze no mūsu “vidējās” prognozes ir vienāda ar kvadrātsakni no izmēģinājumu skaita. Tātad, ja sakām, ka ar 100 monētas metieniem “galvām” jāparādās 50 reizes, tad varam kļūdīties vidēji par ±10. Relatīvā kļūda būs (10X100)%50 = 20%. Tas ir diezgan daudz. Bet ja
Mūsu prognozes attiecas uz skaitli 6.1023, un tas ir, cik daļiņu ir vienā molā vielas, tad tās kļūst praktiski uzticamas. Patiešām, relatīvā kļūda šajā gadījumā būs mazāka par 10-9%.
Jebkura loterija, kurā spēlē ir iesaistīts liels cilvēku skaits, balstās uz varbūtības likumiem. Precīzi prognozēt, kuri skaitļi parādīsies nākamajā Sportloto izlozē, nav iespējams, taču laimestu kopsumma ir zināma droši. Apdrošināšanas sabiedrību darbība balstās uz varbūtības likumiem. Ir ļoti grūti (un paldies Dievam!) paredzēt katastrofu vai nelaimi, kas notiks ar kādu konkrētu cilvēku. Bet, saskaroties ar lielu skaitu, var diezgan precīzi noteikt noteiktu iespējamo nepatikšanu procentuālo daļu (protams, ja nav karu, epidēmiju un citu sociālo un dabas katastrofu, kas maina vidējos skaitļus) noteiktā vecuma personām. , profesija, dzīvošana noteiktā apvidū utt. Ostaps Benders ne velti teica: "Tikai apdrošināšanas polise sniedz pilnu garantiju."
Termodinamika ir kā apdrošināšanas polise. Tās prognozes vidēji attiecas uz lieliem daļiņu ansambļiem.
Fizikālo lielumu nejaušas (nejaušas) novirzes no to līdzsvara vidējām vērtībām, ko paredz termodinamika, sauc par svārstībām. Kā izriet no iepriekš teiktā par lielo skaitļu likumu, svārstībām jābūt īpaši pamanāmām mazās daļās
lielās sistēmās vai nelielās daļiņu grupās, kas staigā lielās grupās.
Piemērs lomai, ko mums jau zina fluktuācijas, ir Brauna kustība: molekulu termiskās kustības svārstības izpaužas šķidrumā suspendētu mazu daļiņu nejaušās kustībās (klejojumos). Gaisa blīvuma svārstības, kas pamanāmas nelielos apjomos, kuru lineārais izmērs ir aptuveni 10–7 m, noved pie tā, ka atmosfēra nevienmērīgi izkliedē dažāda garuma gaismas viļņus. Rezultātā debesis ir zilas, citādi tās būtu baltas. Troksni radioierīcēs, piemēram, vāju čaukstošu troksni, kas apgrūtina radio klausīšanos, nosaka strāvas svārstības elektriskajās ķēdēs.
Līdzsvara sistēmā vienmēr ir svārstības. Tie veidojas, pazūd, atkal veidojas un atkal pazūd. Svārstību veidošanās, kas saistīta ar novirzi no līdzsvara, vienmēr ir termodinamiski nelabvēlīga, jo tas prasa darbu. Šī darba apjoms ir atkarīgs no svārstību rašanās metodes un sistēmas evolūcijas ceļa. Dažādas metodes prasa atšķirīgu darbu, bet visos gadījumos ir nepieciešams tērēt darbu, pārvarēt kādu barjeru. Šīs izmaksas tad, protams, kompensēs ieguvums, ko saņemsim, kad izzudīs svārstības, sistēma nolaidīsies no barjeras un sasniegs stabilu stāvokli.
Atomu starpposma izvietojumu, kas atbilst minimālajam barjeras augstumam, nosauksim par pārejas stāvokli un pārejas stāvokļa veidošanās darbu apzīmēsim ar Amin. Tā kā barjeras pārvarēšana ir saistīta ar darbu, to var paveikt tikai ar svārstībām. Svārstību barjeras pārvarēšanas varbūtību izsaka ar formulu, kas pazīstama no termodinamiskās svārstību teorijas: W ~ exp(A min / RT). Tāpēc ka
darbs jātērē, tad Amin<0: в термодинамике работа считается положительной, если мы ее получаем (работает система), и отрицательной, если затрачиваем (работаем мы). Следовательно, вероятность образования флуктуации всегда меньше единицы, но никогда не равна нулю - это опять-таки следует из свойств экспоненциальной функции. Вероятность образования флуктуации тем больше (тем ближе к единице), чем меньше (по модулю) работа образования флуктуации.
Mēs jau zinām no ch. 1, ka darbs ir vienāds ar sistēmas brīvās enerģijas izmaiņām ar apgriezto
pazīstami. Tāpēc par svārstību veidošanās varbūtību varam rakstīt:
W ~ exp(−∆ F / RT ) = exp(∆ S / R ) exp(−∆ U / RT ) .
Šeit ∆ U ir iekšējās enerģijas izmaiņas, un ∆ S ir sistēmas entropijas izmaiņas, kas saistītas ar svārstību veidošanos.
Tagad atgriezīsimies pie difūzijas lēciena.
Kāpēc atomam vai vakancei ir jāuzkrāj enerģija? Galu galā lēciena rezultātā viņi nonāk stāvoklī, kas enerģētiski nav sliktāks. Patiesībā, parunāsim par pašizplatīšanu. Atoms vibrē režģa vietā. Citi atomi vibrē tuvumā savos mezglos. Tad vienā no mezgliem parādās vakance, šis mezgls izrādās brīvs, tukšs. Mūsu atoms ieiet tajā un tagad tajā vibrē. Šī viņa jaunā pozīcija ne ar ko neatšķiras no iepriekšējās (tas pats mezgls, blakus vibrē tie paši atomi, viens no blakus esošajiem mezgliem ir tukšs), līdz ar to viņš lēciena rezultātā neko nezaudēja (vai neuzvarēja). Kāpēc viņam bija nepieciešama papildu enerģija? Acīmredzot uz pašu pārejas procesu, pa ceļu uzkāpt enerģijas kalnā, pārvarēt enerģētisko barjeru. Procesus, kas saistīti ar barjeras pārvarēšanu, sauc par aktivizētiem. Tādējādi, lai no sākotnējā stāvokļa (režģa mezglā) nokļūtu gala stāvoklī (kaimiņmezglā), kas neatšķiras no sākotnējā, atomam ir jāuzkrāj papildu enerģija un jāaktivizē, lai pārvarētu enerģijas barjera ceļā. Tāpēc eksponenta enerģija, kas raksturo svārstību rašanās, barjeras pārvarēšanas iespējamību, ir aktivizācijas enerģija - tā liekā enerģija, kurai atomam jābūt, lai notiktu difūzijas lēciens.
Tomēr mēs redzam, ka jautājums neaprobežojas tikai ar enerģijas izmaksām. Varbūtības formula ietver izmaiņas ne tikai iekšējā enerģijā, bet arī brīvajā enerģijā. Tāpēc tas satur koeficientu exp(∆S / R), un ∆S dabiski var saukt par aktivizācijas entropiju. Tādējādi
lēcienam ir ne tikai enerģijas, bet arī entropijas izmaksas.
Aktivizācijas entropija ir atšķirība starp sistēmas entropiju pārejas stāvoklī (barjeras augšpusē) un sākotnējā stāvoklī. Mēs zinām, ka entropija ir nekārtības mērs. Ir dabiski pieņemt, ka pārejas stāvoklim atbilstošais atomu izvietojums (lēciena laikā uz barjeras) ir mazāk sakārtots nekā sākotnējais. Tāpēc aktivizācijas entropijai, kā likums, jābūt pozitīvai, ∆ S< 0 . Таким образом, если мы термодинамически проигрываем на энергии (затрачиваем энергию), то выигрываем на энтропии (беспорядок возрастает). Этот дополнительный беспорядок должен облегчать диффузионный скачок, частично компенсируя энергетические затраты, связанные с подъемом в энергетическую гору.
Situācija, kas saistīta ar barjeras pārvarēšanu, ir ļoti raksturīga daudzām fiziskām problēmām. Šeit ir daudz līdzību ar ikdienas sadursmēm. Īpaši viegli to ilustrēt ar piemēriem no sporta dzīves, kur pat terminoloģija dažos gadījumos ir viena: šķēršļu skrējiens, šķēršļu skrējiens. Taču ne tikai barjerskrējējiem, bet arī citu sporta veidu pārstāvjiem ir jāsakopo sevi un jākrāj enerģija pirms rekorda trika: piemēram, daiļslidotājs pirms trīs revolūciju lēciena (skaidrs, starp citu, kāpēc daiļslidošana ir vairāk novērtēts
kompleksie lēcieni - vairāk barjera, vai lēcienu kaskādes - vairākas barjeras pēc kārtas), futbolists - pirms soda, cirka akrobāts - pirms salto. Un mūsu ikdienas darbībās mums ir jāsanāk kopā, lai pārvarētu daudzas barjeras – fiziskas, psiholoģiskas. Pietiek atcerēties mūsu stāvokli pirms eksāmena nokārtošanas vai pirms randiņa ar mūsu mīļoto meiteni. Brīnišķīgais padomju dzejnieks Boriss Pasternaks vienu no saviem dzejas krājumiem nosauca par “Virs barjerām”.
Tagad atcerēsimies, ka difūzijas koeficients ir proporcionāls lēcienu biežumam un
W ~ exp(∆ S / R ) × exp(−∆ U / RT ), mēs secinām, ka aktivācijas enerģija ir atšķirība
Sistēmas iekšējā enerģija pārejas (pie barjeras) un pamatstāvokļos, un koeficients exp(∆ S / R), neatkarīgi no temperatūras, ir iekļauts D 0. Tātad pirmseksponenciāls
reizinātājs būs atkarīgs no aktivizācijas entropijas, pārmērīgas nekārtības mēra, kas rodas sistēmā, kad barjeras pārvarēšanas procesā veidojas svārstības.
Ja mēs tagad nākam klajā ar ticamu barjeras modeli, mēs varam mēģināt novērtēt tās pārvarēšanai nepieciešamo darbu un līdz ar to arī enerģijas izmaksas un entropijas pieaugumu. Šeit mums jāsāk. No barjeras modeļa.
2. Pirmais barjeras modelis Vispirms mēģināsim izdomāt vienkāršu barjeras modeli, kas rodas veidošanās laikā
vakances. Izveidot vakanci nozīmē noņemt atomu no kristāla vidus uz virsmu. Lai atoma saistīšanās enerģija ar tuvākajiem kaimiņiem ir vienāda ar ε, tādi kaimiņi ir Z. Visas saites ir identiskas (tīrs metāls), mijiedarbību ar atomiem, kas atrodas tālāk par tuvākajiem kaimiņiem, var neņemt vērā. (Tas, protams, nav gluži pareizi, jo “otrie” kaimiņi atrodas ne daudz tālāk no atoma kā pirmie. Piemēram, metālā ar fcc režģi, ja attālums līdz tuvākajiem – pirmajiem – kaimiņiem ir vienāds ar ∆, tad ar otro – 1, 14 ∆ un metālā ar bcc režģi - attiecīgi ∆ un 1,16 ∆. Taču, lai vienkāršotu uzdevumu, tas tiek darīts gandrīz vienmēr, paturot prātā, ka starpatomu mijiedarbība ievērojami samazinās līdz ar attālumu.Šis tuvinājums pat saņēma īpašu nosaukumu – pāru mijiedarbības modelis). Tad, lai izvilktu atomu no kristāla vidus, ir nepieciešams saraut Z saites un iztērēt enerģiju Zε.
Tagad pieņemsim, ka uz virsmas, kur nonāk atoms, tas veido 2 reizes mazāk saišu, t.i., Z/2 (lai iegūtu jaunu virsmu, kristāls jāsagriež uz pusēm), un šo saišu enerģijas ir vienādas. kā iekšpusē (tas ir Protams, tas ir arī tuvinājums: no ļoti vispārīgiem apsvērumiem ir skaidrs, ka atomi uz virsmas atrodas citādākos apstākļos nekā iekšpusē un jo īpaši tiem ir liekā enerģija). Tādējādi kopējais enerģijas patēriņš būs Zε /2. Tā ir aktivizācijas enerģija vienas vakances veidošanai. Kristālam ar fcc režģi Z=12; Attiecīgi vakances veidošanās enerģija ir 6ε.
Atliek novērtēt e. Darīsim to šādi. Ja visas saites tiek pārrautas, kristāls pārvērtīsies tvaikos. Līdz ar to visu saišu pārraušanas enerģija ir vienāda ar sublimācijas enerģiju E s. Tagad aprēķināsim visu 1 molam metāla, t.i., N atomiem. Katrs atoms veido Z saites, tāpēc kopējais saišu skaits ir ZN/2 (puse radās tāpēc, ka katru saiti saskaitījām divas reizes; vienreiz, kad skaitījām saites atomam A, kas atrodas vienā saites galā, otro reizi atoms B, no otras puses).
Tādējādi E s = ZN 2 ε ; ε = 2 ZN E s. Vakances veidošanās enerģija ir vienāda, kā minēts iepriekš, Zε /2
vai E s/N. Tāpēc saskaņā ar mūsu modeli vienas vakances veidošanās aktivācijas enerģijai ir jābūt vienādai ar sublimācijas enerģiju uz vienu atomu, un aktivācijas enerģijai vakanču veidošanai, ja aprēķina, kā mēs vienojāmies, uz 1 molu jāsakrīt. ar sublimācijas enerģiju.
Diemžēl pieredze neapstiprina mūsu secinājumus. Vakances veidošanās enerģija ir daudz mazāka nekā sublimācijas enerģija: vara - 3 reizes, alumīnija - 4,5 reizes utt. Mēs kaut kādā veidā kļūdījāmies. Bet kas?
Pētnieki saskārās ar līdzīgu situāciju, kad viņi mēģināja novērtēt ķīmisko reakciju aktivācijas enerģiju. Sākumā ķīmiķi uzskatīja, ka aktivācijas enerģija ir nepieciešama, lai pārtrauktu spēcīgas ķīmiskās saites starp atomiem molekulās. Reakcijas laikā vecās saites tiek iznīcinātas un rodas jaunas. Piemēram, reakcijas laikā starp ūdeņraža molekulu un joda molekulu veidojas divas ūdeņraža jodīda molekulas H2 + I2 = 2HI, līdz ar to H - H un I - I saites pārtrūkst un veidojas divas H - I saites. Šķiet dabiski sagaidīt, ka aktivizācijas enerģijas vērtībai jābūt tuvu sarauto saišu enerģiju summai. Tomēr pieredze neapstiprina šo vienkāršo pieņēmumu. Aplūkotajai reakcijai E ≈ 30%(ε HH + ε II), t.i., aktivācijas enerģija ir aptuveni 30% no plīsuma enerģiju summas.
savienojumiem. Tā sauktajai izotopu apmaiņas reakcijai aktivācijas enerģija ir vēl mazāka. Tādējādi reakcijai H2 +D=HD+H (smagais ūdeņraža atoms, deitērijs, D, aizstāj parasto ūdeņraža atomu ūdeņraža molekulā) aktivācijas enerģija ir aptuveni 25 kJ/mol, bet saistīšanās enerģija ūdeņradi. molekula ir aptuveni 435 kJ/mol, gandrīz 20 reizes vairāk.
Kas noticis? Kā izdomāt pareizo barjeras modeli?
3. Kas ir pārejas stāvoklis, vai gudrs cilvēks kalnā neies?Atceries, protams, tūristu dziesmu, kurā ir vārdi “gudrs cilvēks kalnā netiks,
gudrs cilvēks staigās apkārt kalnam. Izrādās, ka papildus smaidam tie satur ļoti dziļu nozīmi. Neatbilstība starp aktivizācijas enerģijas vērtībām un pārrautu saišu enerģijām ir izskaidrojama ar to, ka
Molekulas aktivizēšana ķīmiskās reakcijas laikā vai atoma aktivizēšana difūzijas laikā nepavisam nenozīmē saites pārraušanu.
Apspriedīsim to sīkāk, izmantojot iepriekšējā sadaļā minēto izotopu apmaiņas reakcijas piemēru. Vienkāršības labad aplūkosim gadījumu, kad deitērija atoms tuvojas ūdeņraža molekulai gar tās saites līniju. Ņemiet vērā, ka deitērija atoms pēc ķīmiskajām īpašībām neatšķiras no ūdeņraža atoma. Tas arī ir ūdeņradis, tikai smags.
Tā kā sistēmas enerģija visos posmos ir atkarīga no diviem mainīgajiem (rHH un rHD), to var attēlot plaknē reakcijas enerģijas kartes veidā (36. att.). Šī ir kaut kas līdzīgs apgabala topogrāfiskajai kartei. Mainīgie tiek uzzīmēti pa divām asīm, un vienāda augstuma līniju vietā tiek novilktas vienādas enerģijas līnijas. Tādējādi katrs punkts šajā kartē atbilst noteiktam atomu izvietojumam, noteiktai konfigurācijai, un līnijas savieno punktus, kas atbilst tādām konfigurācijām, kurās sistēmai ir vienāda potenciālā enerģija.
Rīsi. 36. Izotopu apmaiņas reakcijas enerģijas karte (punktus ar vienādu enerģiju savieno ar līnijām) trīs atomu sistēmā H, H un D: 1 – sākuma stāvoklis “ielejā”;
2 – beigu stāvoklis, arī “ielejā”; 3 – caurlaides punkts
Sākotnējais stāvoklis atbilst 1. punktam; Deitērija atoms atrodas tālu no ūdeņraža molekulas. Attālums starp ūdeņraža atomiem molekulā atbilst minimālajai enerģijai
molekulas. Šis – līdzsvara – attālums ir 0,074 nm; šajā gadījumā enerģija ir par 435 kJ/mol mazāka nekā divu izolētu ūdeņraža atomu enerģija. Šī ir savienojuma enerģija. Jebkuras attāluma izmaiņas ar rHH ar nemainīgu rHD palielina sistēmas potenciālo enerģiju. Attēlā 37. attēlā parādīta ūdeņraža molekulas potenciālās enerģijas atkarība no attāluma starp atomiem. Enerģija ε 0 НН ir atomu saistīšanās enerģija molekulā. Tādējādi 1. punkts (36. att.)
atrodas “ielejā”; tas atbilst zemas enerģijas stāvoklim.
Galīgais stāvoklis attēlā. 36 atbilst punktam 2. Ūdeņraža atoms atrodas tālu no HD molekulas. Attālums starp ūdeņraža un deitērija atomiem HD molekulā atbilst līdzsvaram. To pašu iemeslu dēļ, kā minēts iepriekš, arī šis punkts atrodas “ielejā”. Atšķirība
starp E 2 un E 1 atbilst saistīšanas enerģiju atšķirībai ε HH 0 un ε HD 0 . Izotopu apmaiņas reakcijai
šī atšķirība ir ļoti maza, tuvu nullei.
Starp abām “ielejām” atrodas “kalnu apvidus”. Pārvietošanās no 1. punkta uz 2. punktu neizbēgami ir saistīta ar kāpšanu enerģijas “kalnā”. Bet kāpums atšķiras no pieauguma. Apsvērsim divas iespējas pārejai no sākotnējā stāvokļa uz gala stāvokli.
Attālums starp atomiem vienībās a0 =0,053 nm
Rīsi. 37. Ūdeņraža molekulas enerģijas atkarība no attāluma starp tās atomiem. Attēlā parādīta saistīšanās enerģija ε HH 0 = -435 kJ/mol un līdzsvara stāvoklis starp atomiem molekulā r HH 0 = 0,074 nm
Pirmais variants: ejiet pa ceļu 1-4-2. 4. punkts atbilst mūsu sistēmas stāvoklim, kad visi atomi (divi atomi, ūdeņraža un deitērija atoms) atrodas tālu viens no otra. Tā kā atomu saistīšanās enerģija molekulā ir vienāda ar starpību starp molekulas minimālo enerģiju (attālums starp atomiem iegūst līdzsvara vērtību) un izolēto atomu enerģiju, enerģijas starpība punktos 4 un 1 E 4 - E 1 ir precīzi vienāds ar ūdeņraža molekulas saistīšanas enerģiju. Tātad, ja reakcija noritētu pa ceļu 1 – 4 – 2, tad aktivizācijas enerģija būtu vienāda ar saistīšanas enerģiju, t.i. 435 kJ/mol.
Otrais variants: pāreja pa taku 1 – 3 – 2. Šis ceļš ir enerģētiski vislabvēlīgākais. 3. punktā sistēma atrodas stāvoklī, ko mēs saucām par pārejas periodu. Attālums starp visiem trim atomiem ir vienāds. Ir izveidojusies starpposma HHD molekula, un atomi vairs īsti nezina, kurš ar kuru ir saistīts. . Šī stāvokļa enerģija ir lielāka par sākotnējo, jo visi attālumi ir lielāki par līdzsvara. Šis (aktivizētais) pārejas stāvoklis atbilst mums interesējošām svārstībām. Ja sistēma (trīs atomi) nonāk šādā stāvoklī, izotopu apmaiņas reakcija turpinās līdz beigām. Enerģijas atšķirība starp šo stāvokli un sākotnējo ir aktivizācijas enerģija jeb barjeras augstums. Lai gan E 3 > E 1 un E 3 > E 2, tomēr E 3< Tādējādi sistēma nekāpj “kalnā”, tā ir “gudra” un iet pa enerģētiski vislabvēlīgāko ceļu, caur “pāreju”. Seglu augstums, t.i., sistēmas enerģija aktivizētā, pārejas stāvoklī pārsniedz sākotnējā stāvokļa enerģiju par aktivācijas enerģiju. Ja attēlosim, kā mainās sistēmas enerģija pa “reakcijas ceļu” (38. att.), mēs iegūsim priekšstatu par enerģijas barjeru, par kuru mēs runājām iepriekš. Šis attēls - pārejas stāvokļa modelis - ir vienlīdz piemērojams difūzijai. Atomu lēciens ir arī process, kas saistīts ar atoma, vakances un tuvāko kaimiņu koordinātu izmaiņām. Tāpēc lēciena varbūtība ir saistīta ar pārejas stāvokļa veidošanās varbūtību, un difūzijas aktivācijas enerģijas aprēķināšanai ir nepieciešams saprātīgs pārejas stāvokļa modelis. Rīsi. 38. Enerģijas barjeras diagramma: sistēmas potenciālās enerģijas izmaiņas pa “reakcijas ceļu” 4. Otrais barjeras modelis Apbruņojoties ar jaunām zināšanām, mēs tagad izveidosim jaunu barjeras modeli kā pārejas modeli. stāvokli. Atgriezīsimies vēlreiz pie piemēra, ar kuru mēs sākām grāmatu – oglekļa difūziju dzelzē. Mēs jau zinām, ka mazs oglekļa atoms veido intersticiālu cietu šķīdumu ar dzelzi un izkliedējas caur intersticiālu mehānismu. Sākotnējais stāvoklis: oglekļa atoms atrodas starpā, starp dzelzs atomiem, kas aizņem režģa vietas. Dzelzs veido divas kristāliskas modifikācijas: bcc (alfa dzelzs) un fcc (gamma dzelzs); pirmais pastāv temperatūrā, kas zemāka par 910°C. Pieņemsim, ka ogleklis izkliedējas alfa dzelzē. Attēlā 39. attēlā parādīts, kā tas viss notiek. Pārlecot no viena starpgabala uz blakus esošo, oglekļa atomam (attēlā tas ir iekrāsots) ir jāatstumj dzelzs atomi. Pārejas platums starp tām ir apzīmēts ar h. Tas ir vienāds ar starpību starp režģa periodu (režģa periods jeb starpatomiskais attālums ir attālums starp atomu centriem; mēs to apzīmējam ar a) un divkāršu dzelzs atoma rādiusu: h = a - 2r. Rīsi. 39. Oglekļa atoma lēciena ģeometrija alfa dzelzs bcc režģī Aplūkosim šādu pārejas stāvokļa modeli: intersticiālā vieta, kurā atradās oglekļa atoms, ir brīva; brīvs un blakus esošais starpmezgls, kurā tas gatavojas ielēkt. Tuvākie dzelzs atomi (tie ir četri) pārvietojās viens no otra virzienā, kas ir perpendikulārs trieciena virzienam, tieši tik daudz, lai oglekļa atoms varētu izspiesties starp tiem. Šajā "starpībā", kas radās dzelzs atomu pārvietošanas rezultātā, atrodas oglekļa atoms - attāluma vidū starp sākotnējo un beigu pozīciju, pusceļā. Tādējādi pārejas stāvoklī mainījās piecu atomu pozīcija: viens oglekļa atoms un četri dzelzs atomi. Aprēķināsim atoma pārejas darbu šajā seglu punktā uz aktivizētu pārejas stāvokli. Aprēķinot darbu, mums būs jāvienojas par vairākiem punktiem vai, vienkāršāk sakot, jāizdara vairāki papildu pieņēmumi. Pretējā gadījumā vienkārši nebūs iespējams pabeigt aprēķinu (pat tāmi) līdz galam. Pieņemsim, ka viss darbs tiek veikts, lai pārvietotu blakus esošos dzelzs atomus virzienā, kas ir perpendikulārs lēcienam. Mēs jau zinām, ka procesu, kurā atomi tiek izspiesti no savām vietām, un tajā pašā laikā mainās cieta ķermeņa vai tā daļas tilpums vai forma, sauc par deformāciju. Līdz ar to mums ir jādeformē režģis seglu punkta tuvumā. Mēs zinām, ka deformācijas laikā rodas elastīgs spēks, kas tiecas atgriezt ķermeni tā sākotnējā stāvoklī, atjaunojot tā formu un apjomu. Šis spēks ir vērsts pret ķermeņa daļiņu pārvietošanos deformācijas laikā. Tiesa, deformācija ir elastīga tikai pie nelieliem daļiņu pārvietojumiem, un atomu pārvietojumi difūzijas lēciena laikā nav mazi (salīdzinot ar starpatomisko attālumu). Tomēr mēs pieņemsim, ka deformācija ir elastīga. Tam mums ir viens svarīgs iemesls. Elastīgās deformācijas īpatnība ir tāda, ka tad, kad deformāciju izraisošie spēki pārstāj darboties, ķermenis atgriežas sākotnējā, nedeformētajā stāvoklī. Tas dod mums pamatu uzskatīt, ka režģa deformācija seglu punkta tuvumā ir elastīga: kad oglekļa atoms pārvietojas uz jaunu intersticiālu vietu, dzelzs atomi atgriezīsies savās vietās. Elastīgajai makroskopiskai deformācijai ir spēkā likums, ko pirmo reizi atvasināja divdesmit piecus gadus vecais angļu fiziķis R. Huks 1660. gadā. Ja ar visām atrunām mēs pieņemam, ka mūsu gadījumā ir spēkā Huka likums, tad (att. 39) f exr = K (d − h), kur d - atoma diametrs ogleklis. Dzelzs atomi ir jāpārvieto par daudzumu d - h, paplašinot eju starp tiem, lai oglekļa atoms varētu pāriet no viena starpsiena uz blakus esošo. Proporcionalitātes koeficientu K sauc par elastības koeficientu. Tas ir atkarīgs gan no materiāla (cietajam dimantam tas ir vairāk nekā 20 reizes lielāks nekā mīkstajam svinam), gan no deformētā apgabala izmēriem: tā šķērsgriezuma s un sākuma garuma l 0: K=Es/l 0. Koeficientu E sauc par elastības moduli jeb Janga moduli. Janga modulis raksturo materiāla izturību pret elastīgo deformāciju. Materiāli ar lielu Janga moduli ir nedaudz deformēti. Dzelzs E = 210 GPa, alumīnijam - apmēram 70 GPa. Tā kā saskaņā ar mūsu modeli tikai tuvākie oglekļa kaimiņi piedzīvo nobīdi, deformētā apgabala šķērsgriezums ir s = a 2 un sākotnējais garums l 0 = a (a ir režģa periods). Tādējādi K = Ea. 16. atkāpe: par zinātnieka daudzpusību. Anglis Tomass Jangs, viens no gaismas viļņu teorijas radītājiem, dzimis Milvertonā 1773. gadā. Jau agrā bērnībā viņam bija neparastas spējas un fenomenāla atmiņa. 2 gadu vecumā viņš iemācījās tekoši lasīt, un 4 gadu vecumā no galvas zināja daudzus angļu dzejnieku darbus; 8 - 9 gadu vecumā apguvis virpošanas amatu un izgatavojis dažādus fiziskus instrumentus, līdz 14 gadu vecumam iepazinies ar diferenciālrēķinu pēc Ņūtona un apguvis daudzas valodas (grieķu, latīņu, franču, itāļu , arābu utt.). Jungs studējis Londonas, Edinburgas un Getingenes universitātēs, kur vispirms studējis medicīnu, bet pēc tam aizrāvies ar fiziku, jo īpaši optiku un akustiku. 1800. gadā, būdams Londonas Kinga koledžas profesors, viņš uzrakstīja traktātu “Eksperimenti un problēmas saistībā ar skaņu un gaismu”. Šajā traktātā viņš kritizēja Ņūtona ierosināto korpuskulāro gaismas teoriju, kurš uzskatīja gaismu par sīku daļiņu (ķermeņu) plūsmu, un aizstāvēja viļņu teoriju. Viņš bija pirmais, kurš norādīja uz skaņas pastiprināšanos un vājināšanos, kad skaņas viļņi tiek uzklāti, un ieviesa šīs parādības terminu “traucējumi”. 1801. gadā viņš pirmo reizi skaidroja gaismas interferences fenomenu, skaidroja, balstoties uz interferences principu, pieredzi ar Ņūtona gredzenus un veica vairākus klasiskus eksperimentus par gaismas traucējumu novērošanu. Tajā pašā laikā viņš izstrādāja krāsu redzes teoriju, pētīja bīdes deformāciju un ieviesa 1807 elastības raksturlielums - Younga modulis. Viņam bija tikai 30 gadu, viņa panākumi fizikā bija lieliski un nenoliedzami, taču Jungam ar to šķita par maz. No 1811. gada viņš sāka strādāt par ārstu Svētā Jura slimnīcā un vienlaikus no 1818. gada bija Garuma grādu biroja sekretārs un pārraudzīja Jūras kalendāra izdošanu. Daudzas blakus aktivitātes (un viņš arī nopietni nodarbojās ar astronomiju, ģeofiziku, filoloģiju, zooloģiju) netraucēja viņam būt Londonas Karaliskās biedrības sekretāram. Savas dzīves pēdējos gados (Jungs nomira 1829. gadā) viņš sastādīja ēģiptiešu vārdnīcu. Vēsture zina daudzus piemērus par zinātnieku ievērojamo daudzpusību. Lielais itāļu mākslinieks un tēlnieks Leonardo da Vinči (1452-1519) bija zinātnieks un izgudrotājs. Viņa zinātniskie darbi ir veltīti matemātikai, mehānikai, astronomijai, ģeoloģijai, botānikai, cilvēku un dzīvnieku anatomijai un fizioloģijai. Leonardo da Vinči projektēja pilsētas ar pārvada ielām, projektēja dažādus lidaparātus, aušanas mašīnas, iespiedmašīnas, kokapstrādes un zemes pārvietošanas mašīnas un instrumentus stikla apstrādei. Viņa manuskriptos ir izpletņa un helikoptera rasējumi, viņš ir vairāku hidrotehnisko projektu un metalurģijas krāšņu projektu autors. Lielais krievu zinātnieks Mihails Vasiļjevičs Lomonosovs (1711-1765) ar vienādiem panākumiem strādāja fizikas, ķīmijas, astronomijas, kalnrūpniecības, metalurģijas un... literatūras jomās. 14 gadus pirms Lavuazjē viņš veica klasisku eksperimentu, parādot, ka noslēgtā traukā, karsējot, notiek svina plākšņu oksidēšanās, bet trauka kopējā masa paliek nemainīga. Lai to izdarītu, viņš izstrādāja precīzas svēršanas metodes un turklāt daudz dažādu instrumentu (apmēram 100), jo īpaši viskozimetru, pirometru, anemometru, gāzes barometru utt. Lomonosovs tuvojās siltuma molekulārās būtības izpratnei, strādāja lote optikā (izgudroja atstarojošo teleskopu, tā saukto nakts redzamības cauruli, ar kura palīdzību viņš 1761. gadā novēroja Veneras pāreju pāri Saules diskam, kas noveda pie Veneras atmosfēras atklāšanas) , atmosfēras elektrība, uzrakstīja pirmās mācību grāmatas, fizikālā ķīmija, kalnrūpniecība un metalurģija. Tajā pašā laikā Lomonosovs sniedza milzīgu ieguldījumu krievu literatūrā un izglītībā. Literatūras vēsturē viņš kļuva slavens kā brīnišķīgs dzejnieks. 1755. gadā pēc Lomonosova iniciatīvas un projekta tika atvērta Maskavas universitāte, kas tagad nes viņa vārdu. Lomonosova darbība bija tik daudzveidīga, ka šķita, ka tās augļi pieder dažādiem cilvēkiem. Nav nejaušība, ka vienā no britu enciklopēdijām blakus tika publicēti divi raksti: viens bija veltīts slavenajam krievu zinātniekam Lomonosovam, bet otrs - slavenajam krievu dzejniekam Lomonosovam. Arī izcilais vācu dzejnieks Johans Volfgangs Gēte (1749-1832) bija izcils dabaszinātnieks. Gēte atklāja cilvēka starpžokļu kaulu un 40 gadus, visu mūža otro pusi, pētīja krāsu teoriju. Tas bija viņa iecienītākais zinātniskais prāts, un viņš šos darbus (ģēnija dīvainības) novērtēja augstāk par saviem literārajiem darbiem, lai gan gadu gaitā viņš radīja vairākus romānus, daudzas balādes un dzejoļus, pabeidza pirmo un uzrakstīja Fausta otro daļu. 1829. gadā viņš savam literārajam sekretāram Ekermanam paziņoja: “Viss, ko esmu darījis kā dzejnieks, nepilda mani ar īpašu lepnumu. Vienlaicīgi ar mani dzīvoja brīnišķīgi dzejnieki, vēl labāki dzīvoja pirms manis un, protams, dzīvos arī pēc manis. Bet, ka savā vecumā es esmu vienīgais, kurš zina patiesību sarežģītajā krāsu zinātnē - es nevaru nepiešķirt tam īpašu nozīmi. Gēte savāca minerālu kolekciju, kurai bija liela zinātniska vērtība. Sanktpēterburgas Mineraloģijas biedrības muzejā, kas ievēlēja Gēti par goda biedru, viņa atsūtītie minerālu paraugi tika glabāti tikpat rūpīgi, kā Puškins glabāja Gētes dāvanu īpašā futrālī - viņa pildspalvu - kā profesionālās solidaritātes zīmi. Protams, zinātniekam ir jānododas savai zinātnei, bet īsts zinātnieks vienmēr ir cilvēks, kurš ir daudzveidīgs un daudzveidīgs. Atgriezīsimies pie mūsu aprēķina par barjeras pārvarēšanas darbu elastīgajā modelī. Elastīgā spēka veiktais darbs ir vienāds ar spēka vidējās vērtības reizinājumu (procesā deformācija izmaiņas) pārvietošanai, apzīmējums A = f kontrole (d − h) = (d - h )2. Ieviešot Janga moduli un relatīvo deformāciju ε =(d-h)/a, mēs beidzot a 3ε 2 . Vērtība a 3 = Ω - elementārs bcc šūnas Tagad mēs varam saskaitīt visu. Alfa dzelzs E = 210 GPa = 21 1010 N/m2, Ω = 7,1 10-6 m3 /mol. Novērtēsim relatīvo deformāciju. Alfa dzelzs režģa periods ir a = 0,287 nm, dzelzs atoma rādiuss ir r = 0,126 nm, tāpēc h = a - 2r = 0,035 nm. Oglekļa atoma rādiuss ir 0,077 nm, kas nozīmē diametru d = 0,154 nm. Tādējādi ε ≈ 0,40 un ε 2 ≈ 0,16. Aizvietojot visus nepieciešamos daudzumus darba formulā, iegūstam A = 119 kJ/mol. Tas ir tāds darbs, ko oglekļa atomi patērē, lai pārvarētu barjeru alfa dzelzs difūzijas laikā, ja, protams, mūsu pārejas stāvokļa modelis un mūsu pieņēmums, ka viss darbs ir oglekli saturošā reģiona elastīgās deformācijas darbs. atoms un blakus esošie dzelzs atomi ir derīgi. Ir zināms, ka elastīgā spēka darbs ir vienāds ar elastīgi deformēta ķermeņa potenciālās enerģijas izmaiņām. Līdz ar to iegūtā vērtība sakrīt ar difūzijas aktivācijas enerģiju. Tādējādi E aprēķinātais = 119 kJ/mol. Salīdzināsim ar eksperimentu: E exp =103 kJ/mol; ∆ E / E exp ≈ 15%. Protams, mūsu aprēķina metode bija ļoti aptuvena. Mēs izmantojām makroskopisko elastības teoriju. Visi izmantotie tuvinājumi un raksturlielumi (Hūka likums, elastības moduļi) ir derīgi pārvietojumiem un ķermeņiem, kuru izmēri ir lieli salīdzinājumā ar starpatomu izmēriem. Un mēs izmantojām šo teoriju, lai aprēķinātu deformācijas enerģiju apgabalam, kurā ir vairāki atomi, lai pārvietotos starpatomu attāluma secībā vai mazāk. Un tomēr sakritība ar eksperimentu izrādījās apmierinoša. Protams, tas var būt nejaušs. Tomēr testēšana ar citiem piemēriem parāda, ka otrais difūzijas barjeras modelis, ko mēs izstrādājām, ir acīmredzami saprātīgs. Jūs to varat redzēt pats, ja mēģināt atrisināt 7. uzdevumā norādītās problēmas. Mūsu otrais modelis ir piemērots intersticiālu atomu difūzijai. Kā ar galveno vakanču difūzijas mehānismu? 5. Trešais barjeras modelis Ja mēģināt piemērot otro barjeras modeli vakances mehānismam, piemēram, uzskatiet alfa dzelzs pašizdifūzijas aktivācijas enerģiju kā kaimiņu elastīgās pārvietošanas darbu dzelzs atoma pārejas laikā no vietas uz vakanci, tad nekas labs nesanāks. Aprēķins dod E cal = 436 kJ/mol, un E exp = 251 kJ/mol un ∆ E / E exp ≈ 75%. Tāpēc ir nepieciešams cits barjeras modelis. Un tas, vispār, dabiski, pie šāda secinājuma varētu nonākt jau iepriekš. Kad pārlēca dzelzs intersticiāls atoms, mēs uzskatījām, ka viss darbs turpinās, lai kaimiņus attālinātu. Nu, tagad mēs runājam par pašizplatīšanu. Un nav nekāda pamata uzskatīt, ka dzelzs atomu izraut no mezgla ir vieglāk nekā kaimiņus stumdīt pa ceļu. Atoms ielēks vakancē, ja tā vibrācijas amplitūda pa asi, kas savieno abas vietas (aizņem atoms un brīva), ir pietiekami liela. Un ir dabiski pieņemt, ka tieši tam tiks tērēts galvenais darbs, palielinot amplitūdu. Galu galā parastas vibrācijas laikā amplitūda ir tikai daži procenti no starpatomu attāluma, un vibrācijas laikā atoms nekur nelec. Ir acīmredzams, ka tad, kad atoms atstāj savu mezglu blakus esošajam, tukšajam, t.i. maina vietas ar vakanci, tai jāpārvietojas pietiekami tālu no līdzsvara stāvokļa, ka šīs maiņas veikšana prasīs lielu darbu. Tātad, jauns pārejas stāvokļa modelis, kas atbilst vietu apmaiņai starp atomu un vakanci pašdifūzijas laikā. Lēcošais atoms pārvietojas virzienā no vietas, kuru tas atstāja, uz vakanci un atrodas seglu punktā. Tuvākie kaimiņi pacēlās malā, lai dotu viņam vietu (40. att.). Viss iztērētais darbs ir atoma pārvietošanas darbs uz seglu punktu, kas skaitliski ir vienāds ar vakances Em pārvietošanas aktivācijas enerģiju. Protams, mēs precīzi aprēķinām aktivācijas enerģiju vakances kustībai, par vakances veidošanos nav runas - jau no paša sākuma uzskatījām, ka atoma tuvumā ir brīva vieta. Rīsi. 40. Atoma apmaiņas ģeometrija ar vakanci fcc režģī: d – atoms sākotnējā stāvoklī; v – vakance; S0 – caurlaides punkts; n1, n2, n3, n4 ir tuvākie kaimiņu atomi. Pirmais un svarīgākais attiecas uz seglu punkta stāvokli, kritiskās amplitūdas vērtību, kritisko nobīdi q, kuru sasniedzot atoms neatgriežas atpakaļ, bet dodas savu ceļu līdz galam. No pirmā acu uzmetiena šķiet, ka caurlaides vietai jābūt lēciena ceļa vidū. Bet šis pirmais pieņēmums ir nepareizs. Un kļūda ir līdzīga tai, ko pieļāvām, kad domājām, ka aktivizēšanai ir jāpārtrauc savienojums. Atoms jau virzās vakances virzienā, un kaimiņi sāks attālināties, dodot tam ceļu, pirms tas būs pagājis pusceļā. Sīki izstrādāti aprēķini liecina, ka visiem metāliem, gan fcc, gan bcc režģiem, kritiskā nobīde ir nedaudz lielāka par 30% no starpatomu attāluma. Tādējādi relatīvā deformācija seglu punktā ε = q / a ir nedaudz lielāka par 0,3 un ε 2 ≈ 0,1. Otrais pieņēmums atkal (nepieciešamības dēļ!) ir elastīgs modelis: E m = E 2 Ωε 2 = 0,05 E Ω. Aprēķinu rezultāti sliktāk atbilst eksperimentam nekā intersticiālu atomu difūzijai. Ja pašdifūzijai alfa dzelzs saskaņa ir apmierinoša (13% neatbilstība), tad pašdifūzijai metālos ar fcc režģi (varš, alumīnijs) neatbilstība palielinās līdz 40%. Nav īpaša iemesla skumt vai priecāties par to. Ja runājam par pārejas stāvokļu teorijas pielietojamību difūzijai, tad viss ir vairāk vai mazāk kārtībā. Bet, kas attiecas uz konkrētiem aprēķiniem, tie joprojām ir tikai aplēses un galvenokārt attiecas uz vienkāršākajiem vakanču difūzijas un piemaisījumu intersticiālo atomu difūzijas gadījumiem. Tā nav nejaušība, ka tika izvēlēti šie piemēri. Viņi spēja demonstrēt izvēlētā ceļa pareizību. Bet šo ceļu vēl nav izdevies pabeigt. Aprēķiniem (pat aplēsēm, īpaši precīziem aprēķiniem) par vakanču veidošanās enerģiju, atomu difūzijas aktivācijas enerģiju šķīdumos (atcerieties: niķelis dzelzē, dzelzs niķelī) u.c., jāņem vērā ņemot vērā darbu, kas pavadīts mūsu atoma pārvietošanai, un, lai attālinātu kaimiņus (un ne tikai tuvākos), ir jāatsakās no elastīgā modeļa, kas "nedarbojas" ar šādām deformācijām, ir jāņem vērā izmaiņas elektronu stāvoklis utt., Bet mēs joprojām nezinām, kā to visu izdarīt, lai gan ir dažas cerības... Tomēr neizsvītrosim savus sasniegumus. Ir pieeja un ir skaidrs, kā veidot modeļus. Pārējais (pagaidām!) ir nākotnes jautājums. Tomēr ir nepieciešams novērtēt difūzijas koeficienta lieluma kārtu, t.i., aktivācijas enerģiju (pirmkārt!) un preeksponenciālo faktoru šodien, nevis nākotnē, pat paredzamo. Dažos gadījumos ir piemērotas metodes, par kurām mēs runājām iepriekš, bet pamatā attīstība ir gājusi korelāciju noteikšanas ceļu, t.i., vairāk vai mazāk uzticamu savienojumu starp mūs interesējošo daudzumu (piemēram, difūzijas aktivācijas enerģiju) un kādu citu, kas ir zināms vai viegli izmērāms. Parasti šādas korelācijas tiek uzskatītas par daļēji empīriskām. Empīriski (no grieķu vārda “empeirea” - pieredze), jo tiem nav fundamentāla teorētiskā pamata, bet tos apstiprina pieredze. Un prefikss “semi” ir tāpēc, ka joprojām ir kāds pamatojums. Tādējādi pamatojums ir, kā jūs paši varat spriest, pamatojoties uz visu iepriekš minēto, pārejas stāvokļa teorija un pārejas stāvokļa modeļi. 6. Ceturtais barjeras modelis un pēdējais.Pašdifūzijas un kušanas korelācija izrādījās visinteresantākā un noderīgākā. Ideja par šo korelāciju acīmredzot aizsākās Frenkelā, kurš ļoti tēlaini runāja par saistību starp vakanču veidošanos un metāla kušanu. "Iedomājieties," viņš teica (citēju no B. G. Lazareva memuāriem), "ķieģeļu mūris, no kura dažādās vietās tiek noņemti ķieģeļi: veidojas vakances. Siena ir zināmā mērā cauruma, bet, sasniedzot noteiktu kritisko vērtību, pēkšņi sabrūk: kristāls kūst. Šī kušanas teorija ir bijusi daudzu diskusiju priekšmets, un šķiet, ka tā ir nepareiza. Bet pati ideja ir ļoti interesanta. Īpaši vilinoši ir uzskatīt atoma difūzijas apmaiņu ar vakanci kā “lokālās kušanas” procesu. Pārejas stāvoklī cietā kristāla iekšpusē parādās šķidruma “piliens”, kas sastāv no vairākiem atomiem, kas ieskauj vakanci. Kamēr nebija pilītes, atomi stāvēja savās vietās, pareizāk sakot, nestāvēja, bet svārstījās ar nelielu amplitūdu, bet stingri tuvu savai vietai. Tiklīdz parādījās piliens, tajā esošie atomi kustējās kā šķidrumā. Tad piliens atkal kristalizējas. Galīgais stāvoklis no sākotnējā stāvokļa atšķiras tikai ar to, ka vakance nonāk blakus režģa vietā un apmainās ar atomu vietām. Ja šis pārejas stāvokļa modelis ir derīgs, tas ir, ja pārejas stāvoklim atbilstošā fluktuācija ir atomu grupas lokāla kušana, kas ieskauj vakanci, tad aktivācijas enerģijai jābūt vienādai ar saplūšanas siltumu λ, kas reizināts ar atomu skaitu. grupā: E = n λ. Šī saikne patiešām pastāv un ir zināma vairāk nekā 30 gadus. Daudzi eksperimenti ir parādījuši (1. nodaļa), ka lielākajai daļai metālu pašdifūzijas attiecība E ≈ 15λ ir apmierināta ar labu precizitāti. Tādējādi atomu skaits pilē ir aptuveni 15, t.i., aptuveni tik daudz, cik ir vienā vai divās koordinācijas sfērās ap vakanci. Atgādināšu, ka metāliem ar fcc režģi koordinācijas skaitlis ir 12, bet metāliem ar bcc režģi tas ir 8, bet nākamie 6 kaimiņi atrodas ļoti tuvu. Pārejas stāvokļa kā lokālās kušanas modeļa ietvaros iespējams novērtēt arī preeksponenciālo faktoru. Tas ir nedaudz sarežģītāks, bet dod saprātīgu vērtību D 0 = 10-5 m2 /s, iekļaujoties eksperimentāli novērotajā intervālā (10-4 10-7 m2 /s). Tādējādi pašdifūzijai racionālākais modelis izrādījās pārejas stāvoklis, piemēram, šķidruma piliens ap vakanci. Iespējams, ir iespējami arī citi varianti - difūzijas fluktuāciju teorija šobrīd piedzīvo savu atdzimšanu. Ņemiet vērā, ka piemaisījuma difūzijas laikā aizvietojošos cietajos šķīdumos (jebkurā gadījumā, ja ir neliels piemaisījumu daudzums - šādus šķīdumus sauc par atšķaidītiem), preeksponenciālais koeficients ir aptuveni tāds pats kā pašdifūzijai, un aktivācijas enerģija atšķiras ne vairāk kā par 15%, tātad piemaisījumu difūzijas koeficients no pašdifūzijas koeficienta atšķiras ne vairāk kā par kārtu un parasti divas līdz trīs reizes. Ar to pietiek vērtējumiem. Mēs nedrīkstam aizmirst, ka aprēķini ir nepieciešami, ja nav eksperimentālu datu, un, ja tādi ir, tad jūs nevarat neko novērtēt, bet izmantot gatavas, eksperimentāli izmērītas Do un vērtības vērtības. Tagad mēs varam sastādīt nelielu “difūzijas kodu” - difūzijas likumu kopumu. 7. Izplatīšanas likumu kodekss Mūsu kodeksā būs tikai četri panti. Mēģināsim izteikt rezultātus mūsu pārdomas par atomu kustību kristālā. 1. Difūzijas ceļš jeb vielas iespiešanās dziļums difūzijas laikā ir proporcionāls difūzijas koeficienta un laika reizinājuma kvadrātsaknei: χ diff = 2 Dt 2. Difūzijas koeficients palielinās eksponenciāli, palielinoties temperatūrai: D = D 0 exp(− E / RT ) . Šeit E ir difūzijas aktivācijas enerģija. 3.
Galvenais pašdifūzijas un difūzijas mehānisms aizvietojošos cietajos šķīdumos ir vakance: atoms maina vietas ar blakus esošo vakanci. Difūzijas laikā ar vakances mehānismu difūzijas aktivācijas enerģija ir vienāda ar vakances veidošanās un kustības enerģiju summu. Intersticiālos cietajos šķīdumos piemaisījumu atomi izkliedējas pa intersticiālajām vietām un pāriet no vienas intersticiālās vietas uz blakus esošo. 4.
Lai novērtētu pašdifūzijas un difūzijas aktivācijas enerģiju atšķaidītos aizvietojošos cietos šķīdumos, var izmantot pārejas stāvokļa modeli piliena formā. Tagad mēs, tāpat kā Ostaps Benders filmā “Zelta teļš”, zinām daudzas godīgas aprēķina un izplatīšanas metodes. Cienīsim likumus un redzēsim... 8. Kā tas tiek darīts saskaņā ar likumu, jeb četras problēmas Apskatīsim vairākas vienkāršas, bet tipiskas difūzijas problēmas. Tagad jūs un es zinām teoriju, mēs zinām likumus. Iedomāsimies, ka pie mums, “difūzijas speciālistiem”, pēc palīdzības un padoma vēršas metālapstrādes tehnoloģijās iesaistīts cilvēks. Sauksim viņu par tehnologu. Tātad, uzdevums 1. Mūsu tehnologs nodarbojas ar cementēšanu. Šī ir problēma, ar kuru sākās grāmata. Dzelzs (jeb “viegla” tērauda) virsmu tehnologs vēlas piesātināt ar oglekli. Piesātinājuma procesu ieteicams veikt 900 ° C temperatūrā, un jums ir jāiegūst karburēts slānis ar apmēram 1 mm dziļumu. Tehnologs interesējas par to, cik ilgi jāilgst difūzijas atkausēšanai. Mēs zinām, ka vielas iespiešanās dziļums difūzijas laikā jeb difūzijas ceļš ir definēts kā χ diff = 2Dt. χ diff mums ir zināms, tas ir vienāds ar 1 mm = 10-3 m. Atliek atrast oglekļa difūzijas koeficientu gamma dzelzī (šajā temperatūrā dzelzs ir fcc modifikācijā). Mēs skatāmies uzziņu grāmatā: D 0 = 10− 5 m2 / s; E = 137 kJ/mol. Aprēķiniet difūzijas koeficientu pats pie 900 °C (8. uzdevums). Neaizmirstiet, ka temperatūra formulā D=D 0 exp(-E/RT) ir jāizsaka Kelvinos. Mēs iegūstam D = 10-11 m2 / s. Tagad ir viegli atbildēt uz mums uzdoto jautājumu: t = χ 2 diff / 2D ≈ 14 stundas. Mūsu atbilde tehnologam: Gamma dzelzs difūzijas piesātinājums ar oglekli 900 ° C temperatūrā jāveic 14 stundas. Ja tehnologs veiks eksperimentu, viņš būs pārliecināts, ka mēs viņam devām pareizo padomu. Mikrostruktūras izpēte (tāda, kas parādīta 1. nodaļas 6. att.) parādīs, ka cementētā slāņa dziļums patiešām ir aptuveni 1 mm. Protams, mūsu atbilde ir vidēji pareiza. Ogleklis iekļūst dzelzi no virsmas, un tāpēc tā būs vairāk tuvāk virsmai, nekā tālu no tās. Lai atbildētu uz jautājumu, kāda būs oglekļa koncentrācija 100 mikronu (0,1 mm) attālumā no virsmas, 500 vai 1000 mikronu attālumā, mums ir jāzina vairāk, nekā mēs zinām. (Protams, mēs runājam par tevi un mani, difūzijas speciālisti var viegli atbildēt uz šiem jautājumiem.) Mēs arī neņēmām vērā, ka ogleklis veido ķīmisku savienojumu ar dzelzi - karbīdu, un tas ietekmē difūzijas piesātinājuma procesu. Bet, kā teica E. Švarca lugas varonis: "Es vēl neesmu burvis, es tikai mācos." 2. uzdevums. Vakuuma kamerā 770 °C temperatūrā atrodas cilindrisks misiņa disks (41. att.): katra gala laukums ir 50 cm2, cilindra augstums ir 10 cm Misiņš ir vara sakausējums un cinka, mūsu disks sākotnēji satur 1% (pēc svara) cinka. Misiņa blīvumu var uzskatīt par tādu pašu kā vara blīvumu: 8,9 g/cm3. 770 ° C temperatūrā varš praktiski neiztvaiko vakuumā (par cietu vielu labāk teikt “nesublimē”), un cinks iztvaiko diezgan spēcīgi, jo šajā temperatūrā tam ir augsts tvaika spiediens. Diska sānu virsma ir pārklāta, piemēram, ar hromu, kas novērš cinka iztvaikošanu, bet cinks iztvaiko caur cilindriskā diska galiem (bultiņas 41. att.). Ir zināms, ka, ja cinks kļūst mazāks par noteiktu pieļaujamo robežu, disks ir jāmaina, jo tas zaudē savas īpašības. Tehnologs mums jautā, kā aprēķināt, cik gramu cinka iztvaikos noteiktā darbības laikā, piemēram, 100 stundās. Šī problēma ir grūtāka nekā iepriekšējā, vismaz ar to, ka tā tiek atrisināta vairākos gājienos, nevis vienā, kā tas. Pirmkārt, mums ir jāsaprot, kas ar to ir saistīts ar difūziju - galu galā mēs runājam par iztvaikošanu? Izrādās, ka process notiek šādi. Cinks var iztvaikot tikai no virsmas, ko tas ātri izdara. Tagad uz diska virsmas vairs nav cinka, un, lai tas tālāk iztvaikotu, tam ir jātuvojas virsmai no dziļuma. Cinka padeve virsmai tiek nodrošināta ar difūziju. Tā kā iztvaikošana šajā temperatūrā notiek ātrāk nekā difūzija, cik daudz cinka difūzijas nogādās virspusē, tāpēc liela daļa no tā iztvaiko. Rīsi. 41. Cinka iztvaikošanas shēma no cilindriska misiņa diska. Cinka difūzijas virziens ir parādīts ar bultiņām. Cinka tilpumi virzās uz abiem cilindra galiem Otrkārt, mēs neprotam izteikt iztvaicētā cinka daudzumu (apzīmēsim to ar q) caur mums zināmiem uzdevuma parametriem: c 0 - cinka daudzums (pēc masas) uz misiņa tilpuma vienību sākotnējā stāvoklī. (c 0 = 0,089 kg/cm3 = 89 kg/m3), s ir gala laukums (tie ir divi, tāpēc s = 2x50 cm2 = 100 cm2 = 10-2 m2), D ir difūzijas koeficients un t ir laiks. Ir tikai skaidrs, ka pēdējie divi lielumi (D, t) acīmredzot ir jāiekļauj aprēķina formulā parastajā un tipiskajā kombinācijas Dt difūzijai. Aicināsim palīdzēt ar dimensiju apsvērumiem. Vielas q daudzumu izsaka kilogramos. Ir viegli redzēt, ka no izmēriem = kg/m3, = m2 un [Dt] = m var izveidot tikai vienu kombināciju, kuras izmērs ir kilograms (kg), tas ir c 0 s Dt. Tādējādi no dimensiju apsvērumiem izriet, ka q ~ c 0 s Dt. Šī rezultāta fizisko nozīmi ir viegli saprast: c 0 – koncentrācija vai daudzums viela tilpuma vienībā, un s Dt ir tilpums, no kura šī viela tiek piegādāta virsmai laikā t. Precīzs uzdevuma risinājums ir gandrīz tāds pats kā iegūtais: q = 2 π c 0 s Dt . Tagad mēs zinām visu, kas mums nepieciešams, lai aprēķinātu q; Atliek atrast difūzijas koeficientu. Atkal skatāmies uzziņu grāmatā un cinka difūzijai varā atrodam: D 0 = 3,14 10−5 m2 / s un E = 191 kJ/mol. Tādējādi 770 °C temperatūrā (8. vingrinājums) 9,5 10− 15 m2 /s. Interesanti, ka, ja mēs izmantotu lokālo kausēšanas modeli un ņemtu vērtību D 0 = 10-4 m2 / s, un izmantotu sakarību E ≈ 15λ, lai novērtētu E, mēs iegūtu D = 11,7. 10-15 m2/s. Saskaņa ar iepriekšējo (eksperimentālo!) vērtību ir izcila. Protams, ne vienmēr tas izdodas tik labi (nemelošu, šis piemērs nav izvēlēts nejauši), bet tomēr patīkami, ka var izmantot “likumus”. Tātad, visbeidzot: q = 6. 10-5 kg = 0,06 g Problēma ir atrisināta: 100 stundās 770 ° C temperatūrā misiņa disks zaudēs apmēram 0,06 g cinka. Mēs izskatījām divas tipiskas difūzijas problēmas, kas saistītas ar iespiešanās dziļuma un izkliedētās vielas daudzuma mērīšanu. Ne mazāk raksturīga ir daļiņu difūzijas augšanas problēma pārsātinātā cietā šķīdumā. 17. atkāpe: metāla vecumi. Kas tas ir - pārsātināts ciets šķīdums? Šeit ir vienkāršs piemērs. Ir zināms, ka tērauds ir dzelzs un oglekļa sakausējums. Tomēr izkausētā dzelzē var izšķīdināt daudz oglekļa, bet cietā dzelzē temperatūrā, kas zemāka par 700 ° C, izšķīst daudz mazāk oglekļa, tikai dažas simtdaļas. Tāpēc, ja izkausētu dzelzi ar oglekli strauji atdzesē (dzēš), mēs iegūstam pārsātinātu cietu šķīdumu. Šāds risinājums ir nestabils: no tā izdalās liekais ogleklis ķīmiska savienojuma veidā ar dzelzi - dzelzs karbīdu Fe3C. Tagad iedomāsimies, ka izveidojās pirmā karbīda daļiņa. Tas satur 25% (atomu) oglekļa vai apmēram 7% (masas). Un apkārt šķīdumā, pat pārsātinātā, ir uz pusi mazāk oglekļa. Tāpēc, lai karbīda daļiņa augtu, tai ir jāpiegādā ogleklis. Un tā ir difūzija, un izrādās, ka, lai novērtētu augošās daļiņas izmēru, jums ir nepieciešams viss tas pats visuresošais difūzijas faktors Dt. Ķīmiskā savienojuma daļiņu atdalīšanas procesu pārsātinātā cietā šķīdumā sauc par novecošanas procesu, jo tas ir saistīts ar īpašību izmaiņām laika gaitā. Šis ir viens no galvenajiem procesiem, kas noved pie metālu sakausējumu nostiprināšanas; Daļiņu izdalīšanās dēļ sakausējums kļūst cietāks un labāk iztur stresu. Efekts, kā likums, ir īpaši pamanāms, ja daļiņas ir mazas, diametrā ne vairāk kā 1-10 mikroni. Daļiņām augot lielākām, sakausējums parasti mīkstina. Interesanti, ka metālu sakausējumu novecošanās process tika atklāts nejauši. Tas notika V 1911 Vācu inženieris A. Vilms pētīja alumīnija-vara sakausējumus. Viņš rūdīja alumīnija sakausējumu ar 4,5% vara, 0,5% magnija un 0,5% mangāna (tagad saukts par duralumīnu) augstā, gandrīz kušanas temperatūrā (apmēram 500 ° C) ūdenī, cerot, ka sakausējuma stiprība pēc tam palielināsies. sacietēšana. Tas tomēr nenotika. Kādu dienu Vilmam atkal bija jāpārbauda paraugi. Bet viņš steidzās doties uz randiņu - bija darba nedēļas beigas, laiks bija skaists - un viņš aizbēga, nepabeidzis darbu. Iedomājieties viņa pārsteigumu, kad pirmdien viņš atklāja, ka paraugi pēc divu dienu gulēšanas istabas temperatūrā ieguva neparasti lielu izturību. Šajā laikā notika sakausējuma novecošanās process. Sakausējums tika dzēsts, un izveidojās pārsātināts ciets vara šķīdums V alumīnijs: 500 °C temperatūrā alumīnijā izšķīst tikai aptuveni 4% vara, un istabas temperatūrā tas ir 10 reizes mazāks. Pārmērīgajiem vara atomiem bija jāatstāj alumīnija režģis un jāatbrīvojas, ko viņi arī izdarīja. Kā liecina pētījumi, kas veikti mikroskopā un vēlāk elektronu mikroskopā, vara atomi sākotnēji tika savākti mazās zonās (kopās), kuru izmērs ir aptuveni 10 nm. Šādas zonas novērš dislokāciju pārvietošanos deformācijas laikā, un mēs jau zinām, ka tas palielina sakausējuma izturību. Tad klasteru vietā parādījās ļoti mazas (izkliedētas) CuAl2 savienojuma daļiņas. Tie aug, paaugstinoties temperatūrai. Tieši šo īpašību maiņas procesu laika gaitā, izraisot ievērojamu sakausējuma nostiprināšanos, sauca par novecošanos vai dispersijas sacietēšanu, jo to izraisa smalku un cietu daļiņu izdalīšanās. Novecošanu sauc par dabisku, ja tā notiek istabas temperatūrā, un par mākslīgo, ja sakausējumu karsē, lai to paātrinātu. Vilms atklāja alumīnija sakausējumu dabisko novecošanos. Vilma atklājums izraisīja plašu duralumīnija izmantošanu lidmašīnu būvē, jo duralumīnijam, kas nostiprināts ar novecošanu, bija vislielākā īpatnējā izturība (t. maksimālā stiprības attiecība pret metāla blīvumu), salīdzinot ar visiem citiem tajā laikā zināmajiem metāla materiāliem. *
* *
A tagad 3. uzdevums. Mūsu tehnologs pauž šaubas, ka alumīnija sakausējumu dabiskais novecošanās process ir difūzija. "Patiesi," viņš saka, "vara atomu difūzijas ātrums istabas temperatūrā ir ļoti mazs. Daļiņas, kuras var redzēt zem mikroskopa, vienkārši nevar izaugt 36 stundās. Vispirms pārbaudīsim šī pieņēmuma pamatotību. Vara difūzijai alumīnijā D 0 = l.5. 10-5 m2/s, E = 126 kJ/mol. Istabas temperatūrā (20 °C) D = 4,2 10-28 m2 / s (8. vingrinājums). Tik mazu D vērtību nevar izmērīt - mums nav tik jutīgu metožu. Eksperimenta veicēji veica mērījumus temperatūras diapazonā 350...630 °C. Zinot D (T) - difūzijas koeficienta atkarību no temperatūras, viņi noteica D 0 un E, un mēs aprēķinājām D 20 ° C, pieņemot, ka Arrēnija formula ir derīga: D = D 0 exp(-E/RT) . Atomu difūzijas pārvietojums ir 2Dt ≈ 0,01 nm. Šķiet, ka tehnologam ir taisnība. Atomi ir pārvietoti par aptuveni 3% no starpatomu attāluma. Kāda veida difūzija tā ir? Zārks atveras ne tik viegli. Bet jūs varat to izdomāt. Fakts ir tāds, ka sakausējuma dzesēšanā papildus vara atomu pārpalikumam tiek saglabātas liekās vakances. To ir tikpat daudz, cik 500 °C temperatūrā, t.i., daudz vairāk, nekā vajadzētu būt istabas temperatūrā. Pateicoties tam, vara atomi pārvietojas daudz ātrāk. Bet cik daudz? Kā to aprēķināt? Atgādināsim, ka difūzijas koeficients ir proporcionāls vakanču koncentrācijai: D~Nv. Līdz ar to mums interesējošā difūzijas koeficienta D x vērtību varam atrast šādi: tas attiecas uz tikko aprēķināto kā koncentrāciju vakances 500 °C temperatūrā attiecas uz koncentrāciju 20 °C: Nv (773 tūkst.) 4,2 10− 28 m2/s Nv (293 tūkst.) Atcerēsimies arī to, ka N v ~ exp(− U f / RT ) , un alumīnijam vakances veidošanās enerģija U f = 73 kJ/mol. Ir viegli konstatēt, ka N v (773 K)/N v, (293 K) = 108 un D x = 4,2. 10-20 m2/s. Tādējādi, ņemot vērā lieko vakanču klātbūtni, vara atomu difūzijas koeficients istabas temperatūrā temperatūra palielinās par 8 kārtām, bet difūzijas ceļš, proporcionāli Dt, par 4 kārtām (tajā pašā novecošanas laikā). Līdz ar to atomi tagad var pārvietoties par 10-7 m jeb 0,1 mikronu, kas jau noved pie daļiņu augšanas. Novecošanas process tagad tiek plaši izmantots, lai mainītu dažādu sakausējumu (tostarp karstumizturīgo) īpašības. Un šeit izšķiroša nozīme ir pārsātināta šķīduma veidošanai, liekām vakancēm un izšķīdušo atomu un vakanču difūzijas procesam. Šis uzgrieznis bija vēl stingrāks, bet mēs arī to nošķērdām. Bet šeit ir 4. uzdevums. Elektromotoru tinumi ir izgatavoti no vara stieples. Darbības laikā vads uzsilst līdz aptuveni 200 °C, oksidējas, strauji pasliktinās elektromotora raksturlielumi, un bieži vien tinums vienkārši “izdeg”. Skaidrs, ka tas jāpārklāj ar kaut ko "cēlu", kas neoksidējas 200 ° C temperatūrā, visdrošāk - sudrabu. Un šāda pārklāšanas process - stieples sudrabošana - ir labi zināms. Bet es nevēlos to pārklāt ar biezu slāni - sudrabs ir dārgs. Bet tievie ir bīstami: sudrabs nonāks varā, un viss sāksies no jauna. "Kā izvēlēties slāņa biezumu?" - ar šo jautājumu pie difūzijas speciālista nāk tehnologs. Šķiet, ka šis ir vienkāršs uzdevums. Tāpat kā pirmajā, x = 2Dt. Pētot sudraba difūziju iekšā vara temperatūras diapazonā 700 - 900 °C, viņi konstatēja, ka D 0 = 2 10-6 m2 / s, un E = 161 kJ / mol. Mums vajag daudz zemāku temperatūru - 200 °C. Šajā temperatūrā neviens neizkliedēs sudrabu Es neesmu studējis varu. Bet ir Arrēnija formula. Ir viegli atrast (8. uzdevums), ka D = 3,2. 10-24 m2/s un 1 mikrona slānis pietiks 5000 gadiem (tas jau ir 9. uzdevums). Šķiet, ka vairāk nevajag. Oglekļa difūzijas pārdale dzesēšanas dzesēšanas periodā vai pēc dzesēšanas var sasniegt izkliedēto karbīda daļiņu atdalīšanas stadiju no martensīta, kas veicina tērauda stiprināšanu. Turklāt jebkurā tēraudā ogleklim ar normālu dzēšanas ātrumu ir laiks veidot segregācijas uz austenīta režģa defektiem tērauda dzesēšanas periodā virs Mie punkta. Oglekļa segregācijas austenītā pārmanto martensīts, un, tā kā tas jau ir pārsātināts ar oglekli, šīs segregācijas kļūst par karbīda daļiņu kodolu veidošanās vietām. Kā norādīts 33.§, Mn punkta palielināšanos līdz ar dzesēšanas dzesēšanas paātrinājumu (sk. 122. att.) izraisa fakts, ka oglekļa atomiem nav laika veidot segregācijas uz austenīta režģa defektiem. Tas atbilst faktam, ka pie ļoti lieliem dzesēšanas ātrumiem martensīta kristālu cietība ir gandrīz pusotru reizi zemāka nekā pēc parastās dzēšanas. Pārdzesēta austenīta bainītiskā transformācija apvieno perlīta un martensīta transformāciju elementus: oglekļa difūzijas pārdali austenītā starp tā sadalīšanās produktiem un martensīta bezdifūzijas transformāciju. Transformācijas procesā notiek polimorfā y-a transformācija un oglekļa difūzijas pārdale austenītā, kas noved pie ferīta-mentīta struktūras veidošanās.
Sildot līdz cietai temperatūrai, cementīts baltajā čugunā sadalās tā sākotnējās sastāvdaļās: dzelz un ogleklī. Fe3C → Fe + C. Atkausēšanas režīms var būt atšķirīgs. Ekspozīcijas laikā 1000 ºC temperatūrā eitektiskais cementīts sadalās un tiek iegūts perlītiskais kaļamais čuguns (73. att., režīms A). Ja atkausēšanu veic divos posmos, vispirms turot to nedaudz zem 1147 ºC un pēc tam nedaudz zem perlīta transformācijas temperatūras, tad pirmajā posmā sadalīsies eitektiskais cementīts, bet otrajā – perlītā iekļautais cementīts (att. 73, režīms b). Ar šo režīmu tiek iegūts ferīta kaļamais čuguns, mīkstākais un kaļamākais (skat. 74. att., A). Kaļamā čuguna atkausēšana ir ilgstoša procedūra, tas aizņem līdz 70-80 stundām. Tāpēc kaļamais čuguns ir visdārgākais. Rīsi. 74.Ferīts (A) un perlīts (b) kaļamais čuguns Kaļamā čuguna marķējums saskaņā ar GOST 1215-92 ietver ne tikai stiprības, bet arī elastības īpašības. Piemēram, KCh45-7 nozīmē kaļamo čugunu ar stiepes izturību 450 MPa (45 kg/mm2) un pagarinājumu 7%. Bet, neskatoties uz materiāla palielināto elastību, nosaukums “kaļams” ir nosacīts, to nevar viltot. Kaļamais čuguns tiek izmantots mazām detaļām, kas darbojas ar vibrācijām un triecieniem: āķi, kronšteini, karteri, rumbas utt. 12. lekcija
Tērauda termiskā apstrāde Termiskā apstrāde
– sildīšanas un dzesēšanas darbību kopums, lai mainītu sakausējuma struktūru un īpašības vēlamajā virzienā. Atšķirt stiprināšana termiskā apstrāde, kas palielina cietību, izturību un nodilumizturību, un mīkstināšana apstrāde, kas palielina plastmasas īpašības un stingrību, bet samazina cietību un izturību pret deformācijām un lūzumiem. Jebkuru termiskās apstrādes darbību var attēlot grafiski līknes veidā “temperatūras – laika” koordinātēs, ieskaitot sildīšanas, turēšanas un dzesēšanas sadaļas. Galvenie parametri, kas nosaka termiskās apstrādes rezultātu, ir: apkures temperatūra t n, turēšanas laiks tв un dzesēšanas ātrums v forši (75. att.). Tērauda termiskā apstrāde balstās uz fāzu pārvērtībām, kas rodas, kad tas tiek uzkarsēts virs kritiskās temperatūras un atdzesēts ar dažādu ātrumu. Pārvērtības, sildot tēraudu
Karsēšanas laikā sāka apzīmēt transformācijas temperatūras jeb kritiskos punktus (76. att.): · · ferīta pārvēršanas austenītā (Fea ® Feg) pabeigšana – Ak 3 (šie punkti atrodas uz līnijas G.S.); · cementīta šķīdināšanas pabeigšana austenītā – Accm(punkti atrodas uz līnijas S.E.). Punkti A 2 attiecas uz magnētisko, nevis fāzes transformāciju, ko mēs šeit neņemam vērā. Lūdzu, ņemiet vērā, ka punkti Ak 3 un Accm– katram tēraudam atšķirīgs, punkts Ak 1 – viens visiem oglekļa tēraudiem: 727 °C. Kritisko punktu apzīmējums ar burtu " A"cēlies no franču vārda" aizturētājs» – “stop” (platforma uz dzesēšanas līknes). Rādītājs " c"nozīmē franču vārda pirmo burtu" šoferis» – karstums; atdzesējot tēraudu, tie paši punkti tiek apzīmēti ar indeksu " r» (« refroidir» – forši): Ar 3, Ar 1. Apkure no istabas temperatūras līdz līnijai PSK nerada nekādas izmaiņas struktūrā, tas paliek perlitisks. Kad temperatūra ir sasniegta Ak 1 = 727 °C sākas perlīta pārvēršanās austenītā. Ferīta zonās, uz robežām starp ferītu un cementītu, parādās jaunas fāzes - austenīta - kodoli (77. att. A). Dzelzs kristāla režģis ir pārkārtots no ķermeņa centrēta kubika uz seju centrētu kubiku: Fea ® Feg. Transformācijas stimuls ir jaunās un vecās fāzes brīvās enerģijas atšķirība: paaugstinātā temperatūrā g-dzelzs ir ar mazāku brīvās enerģijas rezervi un ir līdzsvara fāze. Transformācija notiek, izmantojot difūzijas mehānismu, jo augošajam austenīta kristālam tiek pievienots arvien vairāk dzelzs atomu. Cementīts pakāpeniski izšķīst iegūtajos austenīta graudos. Paredzēts eitektoīdajam tēraudam Ak 3 = Ak 1 = 727 °C, t.i., transformācija sākas un beidzas tajā pašā temperatūrā. (Apkures laikā saņemtā enerģija tiek tērēta jaunas saskarnes veidošanai.) Tālāka apkure no Ak 3 līdz solidusam neizraisa fāzes pārvērtības, bet, palielinoties temperatūrai, austenīta graudi aug (77. att., b, V). Tas izskaidrojams ar to, ka rupjgraudainā struktūrā graudu robežu virsma ir mazāka, un līdz ar to virsmas enerģija ir mazāka, t.i., rupjgraudainā struktūra ir termodinamiski stabilāka. Tajā pašā laikā difūzijas dēļ oglekļa saturs cietajā šķīdumā izlīdzinās (tūlīt pēc transformācijas bijušie ferīta un cementīta laukumi ļoti atšķiras pēc oglekļa koncentrācijas). Sildot hipoeutektoīdu tēraudu (76. att., sastāvs 2-2), temperatūras apstākļos notiek tādas pašas pārvērtības perlīta zonās. Ak 1 = 727 °C. Tad, temperatūrai paaugstinoties līdz Ak 3, ferīta pārpalikums pakāpeniski pārvēršas austenītā, veidojot kodolu un augot jaunās fāzes graudiem. Tālāku karsēšanu pavada oglekļa koncentrācijas izlīdzināšana austenīta graudu difūzijas un augšanas dēļ. Sildot hipereutektoīdu tēraudu (76. att., sastāvs 3-3), ir viena atšķirība: diapazonā no plkst. Ak 1 līdz Accm Cementīta pārpalikums izšķīst austenītā. Austenīta graudu un tērauda īpašības
Katrā perlīta kolonijā veidojas vairāki austenīta graudi, tāpēc, karsējot, graudi kļūst rafinēti. Bet ir svarīgi atcerēties, ka pārkaršana līdz pārāk augstai temperatūrai neizbēgami novedīs pie tā pieauguma. Šajā gadījumā var rasties divu veidu defekti: A) Pārkarst– austenīta graudu rupjība virs punkta, ko pieļauj detaļas ekspluatācijas apstākļi. Pārkarsētam tēraudam ir samazināta elastība un stingrība. Bet šo defektu var labot, atkārtoti uzsildot līdz normālai temperatūrai. b) Izdegt– graudu robežu oksidēšanās un kušana temperatūrā, kas ir tuvu cietvielai. Oksīdu parādīšanās pie austenīta graudu robežām ir nelabojams defekts, šādam tēraudam ir akmeņiem līdzīgs lūzums un ļoti augsta trauslums. Viņa tiek nosūtīta kausēšanai. Ne visi tēraudi karsējot audzē graudus vienādā ātrumā. Tēraudos, ko deoksidē ar silīciju un mangānu, tiek novērota ļoti strauja austenīta graudu augšana, tos sauc dabiski rupji graudaini. Un tēraudi, arī deoksidēti ar alumīniju, ir dabiski smalkgraudaina: līdz 1000–1100 °C, graudi tajos tikpat kā neaug. Graudu izmērs ietekmē visas tērauda mehāniskās īpašības, bet īpaši spēcīgi ietekmē triecienizturību. KCU. Jo lielāks ir austenīta graudiņš pirms rūdīšanas, jo lielāka ir plaisu rašanās iespējamība rūdīšanas laikā. Un ekspluatācijā šāds tērauds būs mazāk uzticams nekā smalkgraudains tērauds. Graudu izmērs ir viens no svarīgākajiem termiskās apstrādes kvalitātes kontroles rādītājiem. To novērtē pēc skaitļa vai skalas punkta saskaņā ar GOST, izmantojot metalogrāfisko metodi, salīdzinot mikroskopā redzamo struktūru ar standarta skalu. Austenīta pārvērtības dzesēšanas laikā
Fāžu diagrammas ir konstruētas līdzsvaram, ļoti lēnai dzesēšanai. Bet termiskās apstrādes praksē dzesēšanas ātrums vienmēr ir ierobežots. Palielinoties dzesēšanas ātrumam, palielinās austenīta D pārdzesēšanas pakāpe t, t.i., austenīta transformācija sākas temperatūrā, kas arvien zemāka par līdzsvara temperatūru. Šeit tiek novērots tāds pats modelis kā kristalizācijas laikā. Atkarīgs no hipotermijas pakāpes ne tikai plūsmas ātrumu, bet arī Pārdzesēta austenīta transformācijas mehānisms un līdz ar to arī tā produktu struktūra un īpašības. Kā likums, dzesēšana tiek veikta nepārtraukti, bet mācās kinētika transformācija (procesa gaita laika gaitā) ir ērtāka izotermisks apstākļos (pie nemainīgas temperatūras). Tāpēc katram tēraudam ir savs austenīta izotermiskās transformācijas diagramma
“temperatūra – laiks” koordinātēs. Viņu arī sauc Divas līknes, kas veidotas kā burts "C", parāda sākumu (līkne a-
a) un beigas (līkne b-
b) austenīta pārveidošanās citās struktūrās. Pa kreisi no līnijas a-
a ir pārdzesēta austenīta reģions. Kā redzams no diagrammas, austenīta kalpošanas laiks zemākā temperatūrā Ar 1 atšķiras un ir atkarīgs no hipotermijas pakāpes. Austenīta minimālā stabilitāte parādās pie »550 °C: laiks pirms transformācijas sākuma ir tikai 1 sekunde. Pie 700 °C šis laiks ir 10 s, bet pie 300 °C tas ir jau 60 s. Pa labi no līnijas b-
b– transformācijas produktu apgabals, kas atrodas līdzsvarā noteiktā temperatūrā. Pārdzesēta austenīta difūzijas (perlīta) transformācija.
Temperatūras diapazonā 727–550 °C (78. att., I apgabals) austenīta sadalīšanās process noris difūzijas ceļā, jo cietajā šķīdumā notiek oglekļa atomu pārdale. Oglekļa satura dabiskās svārstības katra austenīta grauda tilpumā notiek visu laiku, bet virs temperatūras A 1 tie neizraisa fāzes transformācijas. Zem kritiskā punkta A 1 austenīts kļūst termodinamiski nestabils. Tāpēc, tiklīdz austenīta graudā parādās laukums ar paaugstinātu oglekļa koncentrāciju, šajā zonā nekavējoties veidojas jaunas fāzes kristāls – cementīts. Parasti tas notiek pie graudu robežām, kur kodolu veidošanos un jaunas fāzes augšanu veicina palielināti režģa defekti. Oglekļa atomi no blakus esošajiem reģioniem pievienojas augošajam cementīta kristālam, un šajos reģionos, kuros trūkst oglekļa, notiek polimorfa transformācija. Augošs ferīta kristāls atgrūž oglekļa atomus, kas nespēj integrēties tā režģī, tāpēc blakus parādās ar oglekli bagātināts apgabals, kurā veidojas cits cementīta kristāls (sk. 79. att.). b). Iegūtajiem ferīta un cementīta kristāliem ir slāņaina forma un tie aug paralēli viens otram abos virzienos no graudu robežas. Tajā pašā laikā perlīta kolonijas veido kodolu citās austenīta grauda zonās (79. att., V). Difūzijas transformācija turpinās, līdz pilnībā izzūd sākotnējā fāze austenīts (79. att. G). Īsumā šo procesu var uzrakstīt šādi: Rīsi. 79. Perlītu koloniju veidošanās un augšana austenītā Perlīta pārveidošanas produkti pēc graudu lieluma (vai pēc dispersija struktūras) parasti iedala perlītā, sorbīts Un Troostīts. Mehāniskās īpašības ir atkarīgas no graudu izmēra: tērauda cietība un stiprība palielinās, slīpējot difūzijas sadalīšanās produktus, bet elastība un stingrība samazinās (2. tabula). Sorbītam ir optimāla plastiskuma un viskozitātes kombinācija. Nosaukumi sorbīts Un Troostīts nāk no zinātnieku Sorbija un Troosta vārdiem, kuri pētīja šīs struktūras. Tā kā katrā austenīta graudā parādās vairākas perlīta kolonijas, ir acīmredzams, ka perlīta transformācijas laikā notiek arī tērauda graudu rafinēšana. 2. tabula Austenīta difūzijas transformācijas produkti Struktūra Temperatūra izglītība,°C Starpslāņu Cietība,HB
Troostīts 13. lekcija
Horizontālās līnijas, kas norobežo šo apgabalu, ir norādītas diagrammā Mn un Mk. Mn ir sākuma temperatūra, un Mk ir bezdifūzijas transformācijas beigu temperatūra. Lai austenītu atdzesētu līdz temperatūrai Mn, ir jāpanāk dzesēšanas ātrums, kas pārsniedz vērtību V kr. V kr ir minimālais ātrums, pie kura austenīts nesadalās difūzijas ceļā ferīta-cementīta maisījumā. Ģeometriski tā ir samazinājuma sākuma līknes pieskare (līnijai a-
a). Austenīts, kas pārdzesēts līdz Mn punktam, tiek pakļauts polimorfiskajai transformācijai Feg ® Fea, kas notiek bez difūzijas, t.i., bez oglekļa atomu pārdales. Transformācija attīstās saskaņā ar bīdes mehānisms: visu dzelzs kristāla režģa atomu vienlaicīgas pārvietošanas dēļ pa noteiktām plaknēm attālumā, kas ir mazāks par starpatomisko. Šajā gadījumā mainās režģa veids, bet blakus esošie atomi paliek blakus. Viss g-dzelzs režģī izšķīdinātais ogleklis paliek pēc transformācijas a-dzelzs režģī. Jūs varat tēlaini iedomāties atšķirību starp difūzijas un nedifūzijas transformācijām šādi. Ja komandieris ierindā stāvošajiem karavīriem komandē: “Mierīgi! Izklīst! - tad katrs ies savu ceļu neatkarīgi no pārējiem. Sistēma sabojāsies, blakus stāvošie kaimiņi atradīsies tālu viens no otra. Šī ir difūzijas transformācija. Ja komanda būtu: “Divi soļi uz priekšu! Pa kreisi!" - tad visi karavīri solīs un pagriezīsies vienlaikus. Šajā gadījumā visa sistēma tiks pārvietota uz jaunu vietu, saglabājot to pašu kārtību, un kaimiņi paliks kaimiņi. Šī ir transformācija bez difūzijas. Bezdifūzijas transformācijas rezultātā austenīta seju centrētais kubiskais režģis tiek rekonstruēts par ķermeni centrētu. Bet, tā kā viss tēraudā esošais ogleklis paliek šajā režģī (in Šādi iegūtā struktūra ir pārsātināts ciets oglekļa šķīdums a-dzelzs tetragonālajā režģī, un to sauc martensīts. (Vārds dots par godu vācu zinātniekam A. Martensam.) Rīsi. 83. Martensīta plākšņu veidošanās Martensītam ir ļoti augsta cietība: ar oglekļa saturu 0,8% tā ir 65 HRC (670 NV), un pagarinājums un triecienizturība ir tuvu nullei. Martensīts ir trausla struktūra, tā plastiski nedeformējas un nav apstrādājama ar griezējinstrumentu. Martensīta augstā cietība ir izskaidrojama ar spēcīgo nostiprināšanos visu četru kustīgu dislokāciju bremzēšanas mehānismu vienlaicīgas darbības dēļ.: 1) pārsātināts ciets oglekļa šķīdums dzelzi; 2) deformācijas sacietēšana, kas rodas martensīta kristālu augšanas laikā; 3) graudu malšana; 4) izkliedētas cementīta Fe3C daļiņas (augstoglekļa tēraudos). Vislielāko ieguldījumu stiprināšanā nodrošina a-dzelzs kristāla režģa kropļojumi, ko rada ievadītie oglekļa atomi. No tā izriet, ka martensīta cietība būs lielāka, jo vairāk tajā būs oglekļa (3. tabula). 3. tabula Martensīta cietība ar dažādu oglekļa saturu Cietība, HRC Rīsi. 84. Sākuma un beigu temperatūras atkarība martensīta transformācija uz oglekļa saturu tēraudā Tas nozīmē, ka reālos termiskās apstrādes apstākļos netiek iziets viss martensīta intervāls: parasti dzesēšana tiek veikta līdz darbnīcas temperatūrai, t.i., līdz »20 °C. Tāpēc martensīta transformācija tēraudos, kas satur vairāk par 0,6% C, nesasniedz beigas, un pēc dzēšanas tēraudā paliek zināms daudzums austenīta. Viņu sauc saglabājies austenīts. Saglabātā austenīta daudzums rūdītā tēraudā ir atkarīgs no tā oglekļa satura un dzesēšanas vides temperatūras. Tas var būt vairāki procenti tēraudiem ar augstu oglekļa saturu un vairāki desmiti procentu leģētiem tēraudiem. Lai atlikušais austenīts pazustu, instrumentu (augstoglekļa) tēraudus apstrādā ar aukstumu. Pārdzesēta austenīta starpposma (bainīta) transformācija.
500–250 °C robežās (81. att., II apgabals) notiek starptransformācija, kas sākas ar difūzijas procesiem un pēc tam turpinās bez difūzijas kā martensīts. Starpposma transformācija sākas ar oglekļa difūziju, kā rezultātā austenītā veidojas ar oglekli bagātinātas un noplicinātas zonas. Tad oglekļa nabadzīgos apgabalos process attīstās bez difūzijas, tāpat kā martensīta veidošanās laikā (jo Mn martensīta transformācijas sākuma temperatūra palielinās, samazinoties oglekļa saturam cietā šķīdumā) . Ar oglekli bagātās austenīta vietās veidojas sīki cementīta kristāli. Rezultāts ir struktūra, kas sastāv no plānām ferīta adatām (vai martensīta ar zemu oglekļa saturu, jo oglekļa saturs tajā ir “0,1%) un nelielām cementīta daļiņām. Tas tiek saukts bainīte un tam ir mehāniskās īpašības starp martensīta un perlīta konstrukciju īpašībām: 370–450 HB. Pārvērtības martensīta karsēšanas laikā
Martensīts ir nelīdzsvarota struktūra. A-dzelzs kristāliskajā režģī iestrādātie oglekļa atomi rada iekšējos spriegumus. Katrs šāds atoms ir punktveida defekts. Turklāt martensītam ir augsts dislokācijas blīvums (109–1012 cm-2). Tāpēc martensītam ir palielināta iekšējās enerģijas rezerve. Istabas temperatūrā tas var pastāvēt bezgalīgi, bet, tiklīdz karsēšana dod oglekļa atomiem difūzijai nepieciešamo papildu enerģiju, sākas martensīta pārvēršanās vairāk līdzsvara fāzēs. Rīsi. 85. Lamelāro un granulēto ferīta-cementīta maisījumu mikrostruktūra Tātad, karsējot martensītu, notiek šādi procesi: 1) oglekļa satura samazināšana martensītā un cementīta veidošanās; 2) iekšējo spriegumu samazināšana; 3) cementīta daļiņu augšana; 4) aizturētā austenīta pārvēršana martensītā (tēraudos ar oglekļa saturu > 0,6%, kā arī leģētos tēraudos). 14. lekcija
Galvenie tērauda termiskās apstrādes veidi Atkausēšana
Rūdīšana ir mīkstinoša termiskā apstrāde. Atkausēšana
es
sava veida
ko sauc par tērauda ar nelīdzsvarotu struktūru karsēšanu iepriekšējās apstrādes rezultātā līdz fāzes transformācijas temperatūrai (vai zem tās). Parasti nelīdzsvarotas struktūras parādīšanās iemesls ir aukstā apstrāde vai paātrināta dzesēšana pēc karstās apstrādes. I tipa atkausēšanas temperatūras režīms nav saistīts ar fāzu pārvērtībām tēraudā. Mērķis: pārnesiet tēraudu uz stabilāku līdzsvara stāvokli. Piemērs: rekristalizācijas atkausēšana sacietējuma noņemšanai; mīkstinoša atkausēšana lai uzlabotu griešanas apstrādājamību (saukta arī par zems). Atkausēšana
II
sava veida
sauc par tērauda karsēšanu virs fāzes transformācijas temperatūras, kam seko lēna dzesēšana (kopā ar krāsni). Mērķis: iegūstiet stabilu līdzsvara stāvokli (kā diagrammā). Šķirnes: 1) Pilnīga atkausēšana hipoeutektoīdie (strukturālie) tēraudi tiek veikti ar mērķi veikt pilnīgu fāzes pārkristalizāciju. Karsējot hipoeutektoīda tērauda ferīts un perlīts pārvēršas austenītā. Pēc tam ar lēnu dzesēšanu C formas diagrammas augšējā daļā notiek austenīta sadalīšanās, veidojot jaunus ferīta un perlīta graudus. Tādējādi, ja struktūra bija bojāta (lieli graudi, deformētas formas graudi utt.), tad ar pilnīgu atkausēšanu tā tiek koriģēta, kļūstot viendabīgai un smalkgraudainai. Pēc atkausēšanas tēraudam ir labas plastmasas īpašības un zema cietība. Tas nodrošina labu tērauda apstrādājamību ar griešanu un spiedienu. Rūdīšana pilnībā novērš atlikušos spriegumus. 2) Daļēja atkausēšana hipereutektoīdu (instrumentu) tēraudu veic, lai iegūtu granulētu perlīta struktūru. Lai to izdarītu, tērauds tiek uzkarsēts par 30-50 ° virs kritiskā punkta Ace 1 (t.i., līnijas PSK). Tiek izmantoti vairāki dažādi režīmi (87. att.). Ar nepilnīgu hipoeutektoīda tērauda atkausēšanu struktūras ferīta sastāvdaļa nemainās, jo karsēšanas laikā ferīts tiek saglabāts. Tāpēc pilnīga struktūras korekcija nenotiek. 3) Difūzijas atkausēšana tērauda lējumi un kalumi tiek veikti, lai novērstu lietās vai deformētās konstrukcijas neviendabīgumu. Mikrolikvācijas likvidēšana tiek panākta difūzijas procesos. Tāpēc, lai nodrošinātu augstu difūzijas ātrumu, tērauds tiek uzkarsēts līdz augstām temperatūrām austenīta reģionā (tuvu cietajam slānim). Tēraudam tā visbiežāk ir temperatūra °C. Šajās temperatūrās tiek veikta ilgstoša iedarbība (8-15 stundas) un pēc tam lēna dzesēšana. Tērauda sastāva izlīdzināšana uzlabo mehāniskās īpašības, īpaši elastību. Rīsi. 88. Temperatūras diapazoni tērauda karsēšanai atkausēšanas laikā Normalizācija
Normalizācija ir II tipa atkausēšanas veids ar paātrinātu dzesēšanu. Normalizācija
sastāv no tērauda karsēšanas līdz temperatūrai 50-70° virs līnijas GSE(88. att.) un gaisa dzesēšanā pēc īsas iedarbības. Šajā gadījumā austenīta sadalīšanās notiek C formas diagrammas augšējā daļā, bet nedaudz zemākā temperatūrā nekā atkausēšanas laikā. Tas ir saistīts ar ātrāku dzesēšanu. Tāpēc normalizācija rada smalkāku perlīta struktūru nekā pilnīga atkausēšana. Var pat veidoties sorbīts, ferīta-cementīta maisījums, kas ir smalkāks par perlītu. Hipoeutektoīdiem tēraudiem normalizācija bieži aizstāj pilnīgu atkausēšanu kā produktīvāku un ekonomiskāku darbību. Pēc normalizācijas tērauds ir cietāks un stiprāks nekā pēc pilnīgas atkausēšanas. Arī mikrostruktūra atšķiras no līdzsvara: ferīts veido tīklu ap perlīta zonām. (Šķiet, ka tēraudā ir vairāk oglekļa nekā patiesībā.) Rūdīšana
Rūdīšana ir rūdīšanas termiskā apstrāde, kas tādējādi maina tērauda struktūru, lai palielinātu cietību un izturību. Rūdīšana
sastāv no tērauda karsēšanas virs fāzes transformācijas temperatūras, kam seko diezgan strauja dzesēšana (ar ātrumu, kas lielāks par kritisko). Mērķis: nelīdzsvara struktūras iegūšana - pārsātināts ciets oglekļa šķīdums a-dzelzs - martensīts. Praktiskais mērķis ir iegūt maksimālo iespējamo cietību noteiktai tērauda kategorijai. Ātra dzesēšana cietēšanas laikā ir nepieciešama, lai ogleklis nepaspētu atdalīties no cietā šķīduma - austenīta - un pēc atdzesēšanas paliktu dzelzs režģī. Plkst apkures temperatūras izvēle Tiek piemērots šāds noteikums: hipoeutektoīdu tēraudu sacietēšanai karsē 30-50° virs kritiskā punkta Ace 3, un hipereutektoīds - 30-50 ° virs punkta Ace 1 (89. att.). Ir nepieciešams nedaudz pārsniegt kritisko punktu, jo termiskās apstrādes krāsnīs ir neizbēgamas temperatūras svārstības ap iestatīto punktu. Kāpēc rūdīšanas temperatūra hipoeutektoīdiem un hipereutektoīdiem tēraudiem ir izvēlēta atšķirīgi? Hipoeutektoīdu tēraudu struktūrā zem līnijas G.S. Ir ferīts. Ja jūs cietināt tēraudu no šī temperatūras diapazona, austenīts pārvērtīsies par cietu un stipru martensītu, bet ferīts nemainīsies, jo tā ir līdzsvara fāze. Tā kā ferīts ir ļoti mīksts, tā klātbūtne rūdītajā tēraudā samazina tā cietību. Sacietēšanas mērķis netiks sasniegts. Tāpēc sildīšana līdz augstākai temperatūrai (virs līnijas G.S.), kur ferīta vairs nav. Sacietēšana no vienfāzes (austenīta) reģiona, no augstākas temperatūras Ace 3, zvanīja pilns. Tādā veidā tiek rūdīti hipoeutektoīdi (strukturālie) tēraudi. Hipereutektoīdiem tēraudiem šāda augsta karsēšana nav nepieciešama, jo virs punkta A 1, bet zem līnijas S.E. struktūra sastāv no austenīta un cementīta. Dzēšot no šī reģiona, austenīts pārveidosies par martensītu, un cementīts paliks, jo tā ir līdzsvara fāze. Šādas cietas konstrukcijas sastāvdaļas klātbūtne rūdītā tēraudā ir noderīga, jo mazas cementīta daļiņas ir papildu šķēršļi dislokāciju kustībai un palielina cietību un nodilumizturību. Cietināšanu no divfāzu apgabala, kur atrodas austenīts un cementīts vai austenīts un ferīts, sauc. nepilnīgs. Hipereutektoīdie (instrumentu) tēraudi tiek pakļauti šādai sacietēšanai. Kritiskais dzesēšanas ātrums kad oglekļa tēraudu sacietēšana ir vismaz 400 °C/s. Šo ātrumu panāk, atdzesējot ūdenī vai sāļu (NaCl) un sārmu (NaOH) ūdens šķīdumos, kas palielina ūdens dzesēšanas jaudu. Šajā gadījumā detaļa ir enerģiski jāpārvieto rūdīšanas šķidrumā, lai no metāla virsmas noņemtu radušos tvaikus, kas palēnina dzesēšanu. Leģēto tēraudu kritiskais dzesēšanas ātrums ir daudz mazāks, tāpēc tiek izmantoti mīkstāki dzesēšanas līdzekļi - minerāleļļas vai polimēru šķīdumi. Rūdīšana ir “smagākā” no visām termiskās apstrādes darbībām, jo tērauda temperatūra strauji pazeminās. Šajā gadījumā daļās rodas lieli iekšējie spriegumi. Tie sastāv no termiskiem spriegumiem, kas rodas temperatūras starpības dēļ uz virsmas un detaļas kodolā ātras dzesēšanas laikā, un strukturāliem spriegumiem, kas rodas no tilpuma izmaiņām martensīta transformācijas laikā. Šie spriegumi var izraisīt detaļu deformāciju un pat plaisas. Tas ir īpaši bīstami sarežģītu formu daļām, kurām ir sprieguma koncentratori rievu, caurumu, stūru, fileju utt. veidā. Autors dzesēšanas metode atšķirt: 1) Nepārtraukta rūdīšana (rūdīšana vienā vidē)– (sk. 90. att. 1. līkni). Šī ir vienkāršākā metode, bet tajā pašā laikā daļā parādās lieli iekšējie spriegumi. 3) Soli sacietēšana(90. att., 3. līkne), kurā uzkarsētā daļa ir iegremdēta šķidrā vidē ar temperatūru 20-30° virs punkta M n. Tas nodrošina ātru tērauda atdzišanu augšējā temperatūras diapazonā, un pēc tam tiek veikts turēšanas periods, kura laikā tiek izlīdzināta temperatūra visā detaļas šķērsgriezumā un samazināti termiskie spriegumi. Pēc tam detaļas tiek izņemtas no dzesēšanas vannas, un tālāka dzesēšana notiek citā vidē, visbiežāk gaisā vai eļļā. Šajā gadījumā martensīta transformācija notiek lēnas dzesēšanas laikā, zemāku iekšējo spriegumu apstākļos. Sārmu, nitrātu un zemas kušanas metālu kausējumus izmanto kā šķidru vidi pakāpeniskai sacietēšanai. 4) Izotermiska sacietēšana(90. att., 4. līkne). Tas būtiski atšķiras no citām metodēm. Šeit pakļaušana dzesēšanas videi bainīta transformācijas temperatūrā turpinās, līdz austenīts pilnībā sadalās. Visos iepriekšējos gadījumos rūdīšanas laikā veidojas martensīta struktūra un šajā gadījumā bainīts. Ar izotermisku sacietēšanu spriegumi detaļā ir minimāli, tiek novērsta plaisu veidošanās, deformācijas ir ievērojami mazākas. Dažiem leģētajiem tēraudiem (atspere, presforma) šī rūdīšanas metode ļauj iegūt optimālu stiprības un elastības kombināciju. Tātad pakāpeniska un periodiska rūdīšana samazina dzēšanas spriegumus, jo tiek samazināta temperatūras starpība uz virsmas un detaļas centrā. Bet, ņemot vērā ļoti īso pārdzesēta austenīta pastāvēšanas periodu oglekļa tēraudos, leģētajiem tēraudiem biežāk izmanto pakāpenisku un izotermisku rūdīšanu. Iespējams sacietēšanas defekti
: A) pārkarst- lieli graudi; b) izdegt– graudu robežu oksidēšanās, ļoti lieli graudi; V) nepietiekama apkure– hipoeutektoīdiem tēraudiem, rūdīšana no intervāla Ace 1-Ace 3 noved pie divfāžu struktūras (martensīts + ferīts) un zemām mehāniskajām īpašībām; G) deformācija Un plaisas– rodas iekšēju spriedzi. Martensīta īpatnējais tilpums ir lielāks nekā austenīta īpatnējais tilpums, kas rada spriegumu tērauda konstrukcijā. Tas ir īpaši bīstami detaļām ar sarežģītu formu un gadījumos, kad konstrukcijas spriegumi tiek apvienoti ar termiskiem spriegumiem, kas rodas temperatūras starpības dēļ uz virsmas un detaļas centrā. Lai izvairītos no deformācijas, plānie izstrādājumi - zāģi, metāla zāģu asmeņi, skuvekļi - tiek atdzesēti īpašās cietināšanas presēs. Divi svarīgi jēdzieni ir cieši saistīti ar rūdīšanas tehnoloģiju. Cietināmība- Tā ir tērauda spēja iegūt augstu cietību rūdīšanas laikā. Cietināmība ir atkarīga no tērauda oglekļa satura, un to raksturo maksimālā iespējamā cietība ( H.R.C.) šim zīmolam.
Sākotnēji notiek oglekļa difūzijas pārdale austenītā, kā rezultātā veidojas austenīts, kas bagāts un nabadzīgs ar oglekli.
Neskatoties uz sākotnējo oglekļa difūzijas pārdali austenītā, cementīts reģionā starp ES un SO līnijām tiek nogulsnēts tīkla veidā ap austenītu, kas pēc tam tiek pakļauts perlīta vai cita veida transformācijai.
Sākotnēji austenīta iekšienē notiek oglekļa difūzijas pārdale, kā rezultātā veidojas austenīta tilpumi, kas bagātināti un noplicināti ar oglekli.
Bainīta transformācija sākas ar oglekļa difūzijas pārdali austenītā. Ar oglekli bagātinātā austenīta tilpumos blakus graudu zonām, kurās notiek martensīta transformācija, izšķir karbīdu (cementīta) daļiņas. Martensīta kristāli ir pārsātināti ar oglekli, kas apvienojumā ar augstu temperatūru un labvēlīgiem apstākļiem difūzijas procesiem rada apstākļus martensīta sadalīšanai un karbīdu veidošanai.
Perlīta kolonijas augšanu kontrolē oglekļa difūzijas pārdale paralēli transformācijas frontei austenīta lielākajā daļā un tieši gar perlīta kolonijas robežu.
Šīs transformācijas sākumā austenītā notiek oglekļa difūzijas pārdale (114. att.), kas izraisa ar oglekli bagātinātu un noplicinātu tilpumu veidošanos. Austenīta apgabalos ar zemu oglekļa saturu, kuros M punkts atrodas starptransformācijas temperatūru apgabalā (sk. 112. att.), notiek y - - transformācija pēc martensīta mehānisma. Iegūtais martensīts ar zemu oglekļa saturu tiek nekavējoties rūdīts temperatūrā starpposma reģionā, veidojot bainīta struktūru.
Šīs transformācijas sākumā austenītā notiek oglekļa difūzijas pārdale (114. att.), kas izraisa ar oglekli bagātinātu un noplicinātu tilpumu veidošanos. Austenīta apgabalos ar zemu oglekļa saturu, kuriem Ma punkts atrodas starptransformācijas temperatūru apgabalā (sk. 112. att.), notiek y - - transformācija pēc martensīta mehānisma. Iegūtais martensīts ar zemu oglekļa saturu tiek nekavējoties rūdīts temperatūrā starpposma reģionā, veidojot bainīta struktūru.
Bainīta transformācijas shēma. Šīs transformācijas sākumā notiek oglekļa difūzijas pārdale austenītā (1. att.) Austenīta apgabali ar zemu oglekļa saturu, kuros Mn punkts atrodas starppārveidošanas temperatūras apgabalā (sk. 112. att.) , iziet y - - transformāciju atbilstoši martensīta mehānismam.Iegūtais zemoglekļa martensīts tiek nekavējoties rūdīts temperatūrās starpapgabalā ar bainīta struktūras veidošanos.Ar oglekli bagātinātā austenīta tilpumos, ja to pārsātinājums ir augsts, karbīds izotermiskās noturēšanas laikā var izdalīties daļiņas (114. att.), Tas, protams, novedīs pie šo austenīta zonu noplicināšanas ogleklī un pie transformācijas rašanās tajos atbilstoši martensīta mehānismam.
Kad perlīts pārvēršas austenītā, notiek oglekļa difūzijas pārdale, jo cementīts izšķīst ferītā. Šajā gadījumā veidojas ferīta zonas ar augstu un zemu oglekļa saturu. Austenīta graudu augšana notiek cementīta šķīšanas un ferīta alotropās transformācijas dēļ. Cementīta šķīdināšanas process norit lēnāk nekā ferīta pārveide. Palielinoties iedarbībai, cementīts pilnībā izšķīst austenītā. Austenīta sastāva izlīdzināšanai visā tilpumā nepieciešams laiks.
Savienojuma nestabilitāte, kurā augstā temperatūrā turpinās oglekļa difūzijas pārdale un mainīga sastāva un struktūras zonas veidošanās.
Transformācijas procesā notiek polimorfā y-a transformācija un oglekļa difūzijas pārdale austenītā, kas noved pie ferīta-cementīta struktūras veidošanās.
Deformāciju sadalījums un plastmasas eņģu izvietojums (P lokālā defektu zonā. Spoles caurulēs rodas fizikālā neviendabība oglekļa difūzijas pārdales rezultātā visā sienas biezumā. Ogleklis izdeg un veidojas poru struktūra gar spirāles ārējo virsmu. caurules, un intensīva oglekļa difūzija no zonas tiek novērota pa iekšējās virsmas saskari ar koksu Šie divi procesi laika gaitā veido kvazi daudzslāņu apvalku, kas pēc īpašībām var būtiski atšķirties no sākotnējā.
Austenīta izotermiskās transformācijas kinētiskās līknes starpposma (c un perlīts) (b) reģionos (diagrammas. Tomēr, neskatoties uz to, ka ferīta-karbīda maisījuma veidošanās starpposma transformācijas laikā notiek oglekļa difūzijas pārdale austenīts, iegūtais ferīts ir a-ciets šķīdums, kas pārsātināts ar oglekli, ko nosaka tā veidošanās mehānisma īpatnības. Ir acīmredzams, ka sākotnējā oglekļa pārdale austenītā padara starpposma transformāciju līdzīgu perlītam, un ferīta pārsātinājuma saglabāšana ar oglekli ir līdzīga martensīta transformācijai.
Rūdīšanas rezultātā, atkarībā no karsēšanas temperatūras, nestabilā rūdīta martensīta struktūra oglekļa difūzijas pārdales dēļ tiek pārveidota par stabilākām struktūrām - rūdīta martensīta, troostīta, sorbīta un perlīta.
Beshsht struktūra. X500. Austenītā, kas pārdzesēts līdz atbilstošām temperatūrām (zem e punkta), notiek oglekļa difūzijas pārdale, kā rezultātā veidojas ar oglekli bagāti un nabadzīgi austenīta apgabali. Koncentrācijas neviendabīguma veidošanās izraisa spriegumu parādīšanos, un, tā kā oglekļa nabadzīgos apgabalos martensīta punkts atrodas virs izotermiskās turēšanas temperatūras, plastiskā deformācija novedīs pie 7 - transformācijas atbilstoši martenīta H O reakcijai. Transformācija 7 - un beinīta transformācijas laikā martensīta tipa transformācija ir tā raksturīgā pazīme, un to apstiprina fakts, ka beinīta veidošanos pavada reljefa parādīšanās uz pulēta posma.
Bainīta struktūra. X500. Austenītā, kas pārdzesēts līdz atbilstošām temperatūrām (zem e punkta), notiek oglekļa difūzijas pārdale, kā rezultātā veidojas ar oglekli bagāti un nabadzīgi austenīta apgabali. Koncentrācijas neviendabīguma veidošanās izraisa spriegumu parādīšanos, un, tā kā oglekļa nabadzīgos apgabalos martensīta punkts atrodas virs izotermiskās noturēšanas temperatūras, plastiskā deformācija novedīs pie 7 - - a-transformācijas atbilstoši martensīta reakcijai. Transformācija - y - un martensīta tipa beinīta transformācija ir tam raksturīga iezīme, un to apstiprina fakts, ka bainīta veidošanos pavada reljefa parādīšanās uz pulētas daļas.
Pārdzesēta austenīta bainītiskā (starpposma) transformācija apvieno perlīta un martensīta transformāciju elementus: oglekļa difūzijas pārdali austenītā starp tā sadalīšanās produktiem un martensīta nedifūzijas transformāciju.
Kad čuguns tiek pārdzesēts līdz temperatūrai diapazonā no 550 - 200 C, austenīta matricā notiek bainīta (starpposma) transformācija: dzelzs režģa bīdes - a-pārstrukturēšana tiek apvienota ar oglekļa difūzijas pārdali. Pārvēršanās parasti sākas grafīta ieslēgumu tuvumā, kas acīmredzot ir saistīts ar austenīta samazinātu stabilitāti, jo šeit tajā ir samazināts ogleklis. Bainīts veidojas, veidojoties a-fāzes plāksnēm; tos apņemošais y-ra šķīdums tiek bagātināts ar oglekli, kā rezultātā izdalās karbīda daļiņas un turpinās a-fāzes plākšņu augšana. Samazinoties bainīta transformācijas temperatūrai, palielinās a-šķīduma plākšņu pārsātinājums ar oglekli un karbīda daļiņas kļūst mazākas.
Tēraudu leģēšana ar silīciju un mangānu (līdz 2%) samazina Vidmanštetenes ferīta augšanas ātrumu aptuveni 10 reizes, jo Vidmanštetenes ferīta kristālu augšanu ierobežo oglekļa difūzijas pārdales process.
Beinīta transformācijā ir apvienoti perlīta un martensīta pārvērtību elementi. Pirms tam notiek oglekļa difūzijas pārdale austenītā, kā rezultātā veidojas apgabali, kas ir noplicināti un bagātināti ar oglekli. Jo augstāka ir transformācijas temperatūra, jo lielāka ir apgabalu diferenciācija pēc oglekļa satura. Austenīta bagātinātajās zonās izgulsnējas karbīdi. Austenīts, kas ieskauj karbīdus, ar jau samazinātu oglekļa saturu, tiek pakļauts (y - a) - transformācijai.
Starptransformācijai, kuras rezultātā veidojas bainīts, raksturīgas gan martensīta, gan perlīta transformāciju pazīmes. Pirms bainīta transformācijas notiek oglekļa difūzijas pārdale austenītā. To apstiprina vēl nepārveidotās austenīta daļas režģa perioda palielināšanās. Ferīta-austenīta saskarnes progresēšanas ātrumu un līdz ar to bainīta augšanas ātrumu nosaka oglekļa difūzijas ātrums. Apstiprinājums martensīta transformācijas mehānisma ieviešanai ir mikroreljefa veidošanās sekcijas virsmā.
Starpplākšņu attāluma logaritmiskā atkarība no pārdzesēšanas pakāpes Гс - Т.| Augšanas ātrums (U8 oglekļa tērauda eitektoīdu graudu s.r. atkarībā no pārdzesēšanas pakāpes pēc karsēšanas līdz 850. Blakus ferīta plāksnēm austenīts ir bagātināts ar oglekli, pie cementīta plāksnēm tas ir noplicināts. Koncentrāciju neviendabīgums izraisa oglekļa difūzijas pārdali.
Transformācijas procesā notiek polimorfā y-a transformācija un oglekļa difūzijas pārdale austenītā, kas noved pie ferrocementīta struktūras veidošanās.
Bainīta transformācija, kā norādīts 1. punktā, ir starpposms starp perlītu un martensītu un notiek dzesēšanas temperatūras diapazonā no 500 līdz 250 C. Bainīta transformācijas mehānisms ir tāds, ka ar oglekļa difūzijas pārdali austenītā tiek bagātināti un noplicināti apgabali ar oglekli. veidojas. Oglekļa noplicinātie apgabali bez difūzijas pārvēršas par martensītu, un ar oglekli bagāti austenīta apgabali atbrīvo cementīta daļiņas, kļūstot noplicinātām. Oglekļa noplicināts austenīts bez difūzijas pārvēršas martensītā, kas noteiktā temperatūrā ir nestabils un izotermiskas iedarbības laikā sadalās ferīta-cementīta maisījumā. Šai transformācijai ir difūzijas-perlīta un nedifūzijas-martensīta transformāciju pazīmes. Rezultātā veidojas be un n i t struktūra, kas ir ei fāzes (ferīta) un ļoti mazu karbīdu maisījums.
Konstatēts, ka A - G eitektikas veidošanās laikā grafīta plāksnes pāraug kausējumā, un austenīta kristalizācija nedaudz atpaliek no grafīta augšanas. Kausē A - G rozešu kristalizācijas frontē notiek oglekļa difūzijas pārdale. Ja tam nav laika rasties, tad šķidrums sadalās, veidojot ledeburītu.
Pārdzesēta austenīta stabilitātes palielināšanās leģējošo elementu ietekmē ir diezgan sarežģīta. Ja oglekļa tēraudos perlīta transformācija ir saistīta ar Y - režģa pārkārtošanos un oglekļa difūzijas pārdali, tad leģētajos tēraudos tam var pievienot īpašu karbīdu veidošanos un leģējošo elementu difūzijas pārdali, kas dažādi izšķīdināti ferītā un karbīdā.
Fe - C sakausējumu fāzu diagrammas sadaļa un fāžu termodinamiskā potenciāla līknes pie TI. Abu cieto fāžu izdalīšanās izraisa ķīmiskas neviendabības parādīšanos kausējumā. Cementīta kristalizācijas frontē šķidrums zaudē oglekli un tiek bagātināts ar to austenīta virsmā. Oglekļa difūzijas pārdale uztur šķidrumu pie austenīta pārsātinājuma stāvoklī ar dzelzi un pie cementīta - pārsātinājuma stāvoklī ar oglekli, un abu fāžu kristalizācija turpinās, līdz šķidrums pazūd.
Izvēloties metināšanas materiālus atšķirīgu auetenīta tēraudu metināšanai, pirmkārt, jāņem vērā visizplatītāko sastāvu auetenīta šuvju tendence veidot karstās plaisas ar salīdzinoši nelielu sakausējuma novirzi no optimālā. Oglekļa difūzijas pārdales procesus saplūšanas zonā šiem savienojumiem, kā arī tēraudu ar augstu hroma saturu savienojumiem vairumā gadījumu var neņemt vērā.
Bainīta transformācija notiek temperatūrā, kad dzelzs pašdifūzija un leģējošu elementu difūzija ir praktiski neiespējama, un oglekļa difūzija joprojām ir diezgan augsta. Tas iepriekš nosaka bainīta transformācijas pazīmes. Šīs transformācijas sākumā austenītā notiek oglekļa difūzijas pārdale, kas izraisa oglekli bagātinātu un noplicinātu tilpumu veidošanos.
Galvenā austenīta veidošanās iezīme ir tāda, ka no divfāzu ferīta (apmēram 0-02% C) un cementīta (6-67% C) maisījuma karsējot veidojas viena fāze - austenīts ar vidējo oglekļa saturu tērauda. Tāpēc cietā šķīduma režģa pārkārtošanās procesu 7 fāžu režģī sarežģī uz tā uzklātie difūzijas procesi. Nav šaubu, ka difūzijai ir svarīga loma austenīta veidošanā. Diskusija griežas ap jautājumu par to, kas notiek vispirms: alotropā transformācija un pēc tam oglekļa difūzijas pārdale vai vispirms oglekļa pārdale a fāzē un pēc tam režģa pārkārtošanās.
Palielinoties ferīta karbīda maisījuma dispersijas pakāpei, palielinās tērauda cietība, izturība un tecēšanas robežas. Ja dzesēšana notiek lielā ātrumā, difūzijas transformācijai var nepietikt laika. Starpposma transformācija notiek temperatūrā, kas ir zemāka par difūzijas temperatūru pirms bezdifūzijas (martensīta) transformācijas sākuma. Starppārveidošanas produkts ir ferīta-cementīta maisījums ar adatveida struktūru - bainīts. Šī transformācija apvieno oglekļa difūzijas pārdali austenītā ar austenīta transformāciju bez difūzijas. Pārveidošanās bez difūzijas (martensīta) notiek zem temperatūras, kas atbilst pārdzesēta austenīta pārvēršanās martensītā sākumam. T-r apgabali, kuros notiek transformācijas, tiek sadalīti attiecīgi perlītiskajā, starptransformācijā un martensītiskajā. Atkarībā no ķīmijas. austenīta sastāvs, graudu izmērs un karsēšanas temperatūra, difūzijas kinētika un temperatūras intervāli, starpposma un bezdifūzijas (martensīta) pārvērtības var atšķirties plašā diapazonā, piešķirot diagrammai atšķirīgu izskatu.
Šim nolūkam tika izveidots niobija karbīda pārklājums niobija termodinamiskās stabilitātes apstākļos. Pārklājuma sastāvā, kā jau norādīts, bija šāda fāžu secība (no grafīta līdz pārklātajai virsmai): NbC, Nb2C un Nb. Pārklājums tika atdalīts no grafīta substrāta, un process tika atkārtots niobija termodinamiskās nestabilitātes apstākļos, izmantojot pašu pārklājumu kā substrātu. Šis rezultāts parāda, ka, atkārtoti apstrādājot pārklājumu, kas sastāvēja no trim fāzēm (NbC, Nb2C un Nb), niobija termodinamiskās nestabilitātes apstākļos notika oglekļa difūzijas pārdale un niobija pāreja gaistošā savienojumā. Pēdējais process beidzās, kad oglekļa koncentrācija abās pārklājuma pusēs sasniedza vērtību, kas bija stabila konkrētajai videi. Šai koncentrācijai atbilstošais režģa parametrs izrādījās vienāds ar 0,4432 nm.
Perlīta koloniju nukleācijas un augšanas shēmas (a un perlīta veidošanās secība no austenīta (b. 1 - 5 - perlīta graudu attīstības secība. Palielinoties pārdzesēšanas pakāpei, brīvās enerģijas atšķirība palielinās austenīta un perlīta līmenis, un tāpēc palielinās arī brīvās enerģijas ieguvums perlīta transformācijas laikā. Šī iemesla dēļ, kā minēts iepriekš, samazinās kritiskā kodola izmērs, enerģijas svārstību līmenis un tilpuma svārstību lielums. rezultātā palielinās perlīta transformācijas ātrums.Lai nodrošinātu kritisko cementīta kodolu augšanu, nepieciešama pastāvīga oglekļa atomu padeve Līdz ar to liela nozīme ir oglekļa difūzajai pārdalei perlīta transformācijā.
Perlīta transformācija ir raksturīga vidēja oglekļa satura tēraudu metināšanai un kā papildus, metinot zemoglekļa tēraudus. Tas notiek pie salīdzinoši zemiem dzesēšanas ātrumiem pie nosacījuma oYe / 5 shf. Pie C 0 8% transformācijai ir kvazi-eitektoīds raksturs. Perlīta transformācijai ir difūzijas mehānisms, un tā sākas ar kodolu veidošanos perlīta koloniju veidā pie austenīta graudu robežām. Sākotnēji oglekļa koncentrācijas svārstību dēļ veidojas plāna cementīta (vai ferīta) plāksne. Cementīta un ferīta plākšņu alternatīvais daudzkārtējais izskats noved pie perlītu kolonijas veidošanās, kas sāk augt ne tikai sānu, bet arī gala virzienā. Divfāzu kolonijas kooperatīvo augšanu gala virzienā kontrolē oglekļa difūzijas pārdale austenīta tilpumā perpendikulāri transformācijas frontei un gar priekšpusi starp perlīta kolonijas sastāvdaļām.
Abas termiskās apstrādes iespējas tiek plaši izmantotas tērauda izstrādājumiem.
ferīta pārvēršanās austenītā (Fea ® Feg) sākums – Ak 1 (šie punkti atrodas uz līnijas PSK);
Apskatīsim transformācijas, kas notiek apkures laikā eitektoīdais tērauds(76. att., kompozīcija 1-1).
C formas diagramma(atbilstoši izliekumu formai). Konstrukcija tiek veikta eksperimentāli, mainot jebkādas īpašības, parasti magnētiskas. C-veida diagramma eitektoīdajam tēraudam (0,8% C) ir parādīta attēlā. 78.
Rīsi. 78. Austenīta izotermiskās transformācijas diagramma tēraudam ar 0,8% C
Feg ® Fea. Šādi parādās bezoglekļa fāzes — ferīta — kodoli.
A0,8 ® F0,02 + C6,69 vai A0,8 ® P0,8.
Jo lielāks dzesēšanas ātrums, jo lielāka ir austenīta pārdzesēšanas pakāpe un katru sekundi uz tilpuma vienību parādās vairāk jaunu fāžu kristālu (kā kristalizācijas laikā). Tāpēc, jo zemāka ir austenīta pārvēršanās temperatūra ferīta-cementīta maisījumā, jo mazākas ir šo līdzsvara fāžu plāksnes. To vērtību novērtē pēc blakus esošo ferīta un cementīta plākšņu vidējā kopējā biezuma D, ko sauc starpplāksnes attālums(80. att.).
attālums, µm
Pārdzesēta austenīta bezdifūzijas (martensīta) transformācija.
Pazeminoties temperatūrai, samazinās oglekļa difūzijas koeficients dzelzs sastāvā. Ar lielu dzesēšanas ātrumu ir iespējams pārdzesēt austenītu līdz temperatūrai, kurā difūzija praktiski nenotiek. Eitektoīdajam tēraudam tas ir aptuveni 250 °C. Zem 250 °C III apgabalā pārdzesēta austenīta transformācija notiek pēc difūzijas brīva mehānisma (81. att.).
Rīsi. 81. Austenīta izotermiskās transformācijas diagramma tēraudam ar 0,8% C
šajā gadījumā 0,8%), tad katra a-dzelzs elementāršūna tiek deformēta, izstiepta un kļūst tetragonāla no kubiskā (82. att.). Režģa deformācijas mērs ir tā sauktais tetragonalitāte– vienības šūnu augstuma attiecība c uz pamatnes pusi a. Tetragonalitāte Ar/A palielinās, palielinoties oglekļa saturam cietā šķīdumā.
Martensīta kristālam ir plāksnes forma, kas līdzīga izliektai lēcai. Pirmo martensīta plāksni, kas veidojas austenīta graudā, ierobežo šī grauda lielums, sekojošās izveidotās plāksnes nekrustojas viena ar otru un nešķērso austenīta graudu robežas, t.i., tām ir mazāks izmērs (83. att.). Ir acīmredzams, ka martensīta transformācijas laikā, tāpat kā perlīta transformācijas laikā, notiek arī tērauda graudu rafinēšana.
Martensīta plāksnes veidojas ar milzīgu ātrumu, kas vienāds ar skaņas ātrumu tēraudā (»5 km/s). Dažreiz ir skaņas efekts. Martensīta transformācijas raksturīga iezīme: tā attīstās tikai ar nepārtrauktu dzesēšanu līdz Mk punktam. Pieaugot oglekļa saturam, Mn un Mk punktu temperatūras samazinās, un martensīta transformācija pāriet uz zemāku temperatūru apgabalu (84. att.).
Karsējot martensītu, no a-cietā šķīduma izdalās ogleklis, veidojot cementītu Fe3C. Martensīts sadalās ferīta-cementīta maisījumā. Atkarībā no transformācijas temperatūras un laika var parādīties sorbīta un troostīta struktūras. Tiem ir graudaina, nevis lamelāra struktūra, atšķirībā no sorbīta un troostīta, kas iegūti, sadaloties pārdzesētam austenītam (85. att.).
Lai to izdarītu, tērauds tiek uzkarsēts par 30-50 ° virs kritiskā punkta Ace 3 (t.i., līnijas G.S.) un pēc īsas iedarbības lēnām atdzesējiet. Praksē detaļas tiek atdzesētas kopā ar krāsni ar ātrumu 30-100 °C/h (86. att.).
Atkausēšanas rezultātā cementīta plāksnes tikai daļēji izšķīst, un pēc atdzesēšanas tiek iegūti sfēriski, nevis slāņaini cementīta kristāli. Tāpēc šādu atkausēšanu sauc arī par sferoidizēšana. Instrumentu tēraudi ar granulētu perlītu struktūru ir mīkstāki un elastīgāki nekā tie, kuriem ir slāņveida perlīts. Šī atkausēšanas metode palielina tērauda apstrādājamību un uzlabo tā struktūru pirms sacietēšanas.
Temperatūras diapazoni tērauda sildīšanai atkausēšanas laikā ir parādīti attēlā. 88.
Lai sacietētu tēraudu, jums jāizvēlas pareizā apkures temperatūra un dzesēšanas ātrums. Šie divi parametri ir izšķiroši, veicot sacietēšanu.
2) Rūdīšana divās vidēs, vai periodiska sacietēšana(90. att., 2. līkne). Ar šo metodi tēraudu ātri atdzesē 750–400 °C temperatūras diapazonā un pēc tam detaļu pārnes uz citu, mīkstāku dzesēšanas vidi, un martensīta diapazonā dzesēšana notiek lēni. Tas samazina iekšējo spriegumu un samazina plaisu iespējamību. Šādas sacietēšanas piemērs varētu būt process, kas ietver dzesēšanu vispirms ūdenī un pēc tam eļļā.
Tērauda difūzijas piesātinājums ar oglekli, slāpekli un kopā ar šiem elementiem ir rūpniecībā plaši izmantots ķīmiski termiskās apstrādes process.
Tērauda cementēšana. Cementēšanu (karburizāciju) sauc par CTO, kas sastāv no tērauda virsmas slāņa difūzijas piesātinājuma ar oglekli, karsējot atbilstošā vidē - karburatorā. Parasti karburizāciju veic temperatūrā virs Ac 3 punkta (930-950 °C), kad austenīts ir stabils, izšķīdinot oglekli lielos daudzumos.
Karburizācijai izmanto zema oglekļa satura (0,1-0,18% C), bieži leģētus tēraudus (15Kh, 18KhGT, 20KhNM, 15KhGN2TA utt.). Detaļas tiek saņemtas karburizācijai pēc mehāniskās apstrādes ar pielaidi slīpēšanai (50-100 mikroni). Daudzos gadījumos tiek karburizēta tikai daļa no daļas: tad
Vietas, kuras nav pakļautas nostiprināšanai, aizsargā ar plānu zema porainuma vara slāni (0,02-0,05 mm), kas tiek uzklāts elektrolītiski, vai izolēts ar īpašiem pārklājumiem.
Cementētajam slānim ir a
mainīga oglekļa koncentrācija par
biezums samazinās no virsmas līdz
daļas serde (5.9. att., A). Līdz
tas cementētā slāņa struktūrā
var atšķirt (no virsmas līdz
kodols) trīs zonas (5.9. att., b): zaev-
tektoīds, kas sastāv no perlīta un
sekundārā cementīta veidošanās
acs pāri bijušajam austenīta graudam; ev-
tektoīds, kas sastāv no plākšņu
Rīsi. 5.9. Mainot go perlīta koncentrāciju; hipoeitektoīds - no per-
ogleklis gar cementētā lējuma un ferīta dziļumu. Ferīta daudzums iekš
slānis (A) un mikrostruktūras modelis ārpus šīs zonas nepārtraukti palielinās,
karsti karburēts slānis (b): augsta koncentrācija ugpvro.
1 - hipereutektoīds; 2 - eitektoīds; ,* g ■/ g
h - Hypoeutectoid Zooi D a (vairāk nekā 1,2-1,3%) uz virsmas
slānis, veidojas rupjš cementīta tīkls vai izdalās cementīts adatu veidā, kas negatīvi ietekmē difūzijas slāņa izturību.
Galvenie cementēšanas veidi ir cietās un gāzes. Gāzes cementēšana ir progresīvāks tehnoloģiskais process nekā cietā karburizācija. Tam ir vairākas priekšrocības salīdzinājumā ar karburizāciju cietā karburiatorā. Gāzes cementēšanas gadījumā ir iespējams iegūt noteiktu oglekļa koncentrāciju slānī; procesa ilgums tiek samazināts; nodrošināta procesa pilnīgas mehanizācijas un automatizācijas iespēja; Turpmākā detaļu termiskā apstrāde ir ievērojami vienkāršota, jo sacietēšanu var veikt tieši no karburēšanas krāsns.
Augstākās kvalitātes cementētais slānis tiek iegūts, izmantojot dabasgāzi kā karburatoru, kas gandrīz pilnībā sastāv no metāna (ME) un propāna-butāna maisījumiem, kā arī šķidrajiem ogļūdeņražiem. Galvenā reakcija, kas nodrošina karburizāciju gāzes karburizācijas laikā, ir 2CO - "C0 2 + C"; С -» yFe(C) (process tiek veikts plkst
910-930 °C 6-12 stundas).
Cementētie izstrādājumi iegūst savas galīgās īpašības termiskās apstrādes rezultātā pēc cementēšanas. Šī apstrāde ir nepieciešama, lai koriģētu serdes un cementētā slāņa struktūru un izsmalcinātu graudainību, kas neizbēgami palielinās ilgstošas iedarbības laikā augstā karburizācijas temperatūrā, lai iegūtu augstu cementētā slāņa cietību un labas serdes mehāniskās īpašības.
Vairumā gadījumu, īpaši apstrādājot iedzimtus smalkgraudainus tēraudus, rūdīšana tiek izmantota virs Aci punkta (serdes) 820-850 °C temperatūrā. Tas nodrošina graudu rafinēšanu un pilnīgu cementētā slāņa sacietēšanu un daļēju kodola graudu pārkristalizāciju un rafinēšanu.
Karburējot ar gāzi, cietināšana bieži tiek izmantota bez atkārtotas uzsildīšanas, bet tieši no karburēšanas krāsns pēc produktu atdzesēšanas līdz 840-860 °C. Šī apstrāde nekoriģē cementētā slāņa un serdes struktūru, tāpēc to izmanto tikai izstrādājumiem, kas izgatavoti no iedzimtas smalkgraudainiem tēraudiem.
Pēc karburizācijas termiskā apstrāde dažreiz sastāv no dubultas rūdīšanas un rūdīšanas. Lai koriģētu serdes struktūru, tiek noteikta pirmā sacietēšana (vai normalizācija) ar karsēšanu līdz 880-900 °C (virs serdes punkta Ac 3). Otro sacietēšanu veic ar karsēšanu līdz 760-780 °C, lai novērstu cementētā slāņa pārkaršanu un piešķirtu tam augstu cietību. Šādas termiskās apstrādes trūkums ir tehnoloģiskā procesa sarežģītība, oksidēšanās un dekarbonizācijas iespēja.
Cementētu izstrādājumu termiskās apstrādes beigu darbība ir zema rūdīšana 160-180 °C, kas virsmas slānī sacietējušo martensītu pārvērš rūdītā martensītā, mazinot stresu un uzlabojot mehāniskās īpašības.
Termiskās apstrādes rezultātā cementētajam slānim jābūt ar smalkas adatas martensīta struktūru un izolētām austenīta (15-20%) vai martensīta, aizturētā austenīta un neliela daudzuma lieko karbīdu vietām lodīšu veidā.
Cietība uz cementētā slāņa virsmas ir HRC robežās ~ 58-62 un serdes HRC ~ 30-45. Cementēšanas laikā bieži tiek kontrolēts nevis kopējais, bet gan efektīvais slāņa biezums. Efektīvais biezums atbilst slāņa zonai no piesātinājuma virsmas līdz zonas robežai ar cietību HRC ~ 50 vai HV ~ 550. Efektīvā slāņa biezums ir 0,4-1,8 mm.
Tērauda nitrēšana. Nitrīdēšanu sauc par ķīmisko apstrādi, kas sastāv no tērauda virsmas slāņa difūzijas piesātinājuma ar slāpekli, karsējot piemērotā vidē. Nitrēšana tiek pielietota iekšdedzes dzinēju cilindru čaulām, turbīnu veidgabaliem un vairākām citām detaļām, kuras pakļautas nodilumam paaugstinātā temperatūrā agresīvā vidē. Nitrētā tērauda slāņa cietība ir augstāka nekā cementētā slāņa cietība un tiek saglabāta, karsējot līdz augstām temperatūrām (450-500 °C), savukārt cementētā slāņa, kam ir martensīta struktūra, cietība saglabājas tikai līdz plkst. 200-225 °C.
Nitrēšana bieži tiek veikta 500-600 °C temperatūrā (nitrēšana zemā temperatūrā). Ferīta un austenīta tēraudi un ugunsizturīgie metāli (Ti, Mo u.c.) tiek pakļauti augstas temperatūras nitrīdēšanai (600-1200 °C). Visizplatītākā ir gāzes nitrēšana. To parasti veic hermētiskās kamerās (retortēs), kurās ar noteiktu ātrumu tiek piegādāts amonjaks,
disociējot reakcijas rezultātā NH 3 ■ "*" N + / 2 H 2. Lai samazinātu trauslumu un taupītu amonjaku, ieteicama nitrēšana ar slāpekli atšķaidītā amonjakā Atbrīvotais atomu slāpeklis tiek adsorbēts metāla virsmā un izkliedējas tā kristālā. režģi, veidojot dažādas slāpekļa fāzes.Sakausējumos dzelzs ar slāpekli veidojas šādas fāzes: os-fāze - ciets slāpekļa šķīdums a-dzelzs;y-fāze - slāpekļa austenīts, kas veidojas temperatūrā virs eitektoīda ( 591 ° C); y"-fāze - ciets šķīdums, kura pamatā ir dzelzs nitrīds Fe 4 N (5,7-6,1% N); B fāze - ciets šķīdums uz Fe2-3N nitrīda bāzes (8,0-11,2% N).
Līdz ar to nitrīdēšanas gadījumā temperatūrā, kas ir zemāka par eitektoīdu, difūzijas slānis sastāv no trim slāņiem: e + y" + os. Cietības nesējs ir apakšējais os slānis (sakarā ar izkliedēto nitrīdu izdalīšanos); y "-slānis ir ļoti plāns, bieži pat nav nosakāms, bet S-slānis ir vājš un trausls.
Nitrēšanas gadījumā temperatūrā virs eitektoīda, piemēram, 650 °C, slānis šajā temperatūrā sastāv no šādām fāzēm: e + y" + y + OS . Ar lēnu dzesēšanu slāpekļa y-austenīts sadalās eitektoīdā:
Y -> ak. + y", un pēc straujas atdzesēšanas tas iziet martensīta transformāciju. Šajā gadījumā martensīta apakšslānis atbilst maksimālajai cietībai.
Nitridējot leģētos tēraudus, veidojas leģētas e- un y-fāzes. Leģējošie elementi W, Mo, Cr, Ti, V, izšķīduši ferītā, palielina slāpekļa šķīdību a-fāzē un veido īpašus nitrīdus MN, M 2 N (VN, TiN, Cr 2 N u.c.). Šie nitrīdi, kas nogulsnēti smalki izkliedētā stāvoklī, palīdz palielināt nitrīdētā slāņa cietību.
Pēdējos gados tiek izmantota nitrēšana ar oglekli saturošu gāzu pievienošanu, kas tiek veikta 570 ° C temperatūrā 1,5-3,0 stundas atmosfērā, kas satur 50% (tilp.) endogāzes un 50% (tilp.) amonjaku. Šīs apstrādes rezultātā veidojas karbonitrīda (Fe,M) 2 _ 3 (N,C) zona ar biezumu 7-25 mikroni, kurai ir mazāks trauslums un lielāka nodilumizturība nekā tīri slāpekļa e-fāzei ( Fe,M) 2 _ 3 N. Karbonitrīda slāņa cietība uz leģētajiem tēraudiem HV 600-1100. Kopējais slāņa biezums ir 0,15-0,5 mm.
Jonu nitrēšana un karburizācija. Lai aktivizētu procesus gāzveida vidē un uz piesātinātas virsmas, tiek izmantota jonu nitrēšana. Tādējādi tiek panākts ievērojams kopējā procesa laika samazinājums (2-3 reizes) un nitrētā slāņa kvalitātes paaugstināšanās. Jonu nitrēšana tiek veikta tērauda traukā, kas kalpo kā anods. Katods ir nitrētas daļas. Caur konteineru zemā spiedienā tiek izlaista slāpekli saturoša gāzveida vide. Pirmkārt, nitrējamo virsmu notīra ar katoda izsmidzināšanu retinātā slāpekli saturošā gāzē vai ūdeņradi. Pie aptuveni 1000 V sprieguma un 13,33-26,33 Pa spiediena gāzes joni bombardē un notīra katoda (detaļu) virsmu. Virsma tiek uzkarsēta līdz temperatūrai, kas nepārsniedz 200 °C. Pēc tam tiek iestatīts darba režīms: spriegums 300-800 V, spiediens 133,3-1333 Pa, īpatnējā jauda 0,7-1 W/cm 2. Detaļas virsma tiek uzkarsēta līdz vajadzīgajai temperatūrai (450-500 °C) bombardēšanas rezultātā ar pozitīvajiem gāzes joniem. Slāpekļa jonus absorbē katoda (daļas) virsma un pēc tam izkliedējas dziļāk. Paralēli tam notiek virsmas katoda izsmidzināšanas process, kas ļauj nitrīdēt grūti nitrīdamus sakausējumus, kas spontāni ir pārklāti ar aizsargājošu oksīda plēvi, kas novērš slāpekļa iekļūšanu parastās nitrēšanas laikā.
Kopā ar jonu nitrēšanu tiek izmantota jonu cementēšana. Jonu karburēšanai nepieciešama augsta virsmas sildīšanas temperatūra (900-1050 °C), ko panāk vai nu palielinot īpatnējo jaudu, vai arī izmantojot karburēto detaļu papildu ārējo sildīšanu.
Jonu cementēšanas un jonu nitrīdēšanas laikā tiek novērots difūzijas procesu paātrinājums, īpaši sākuma stadijā, un apjoms tiek samazināts.
īss piesātinājuma ilgums salīdzinājumā ar tradicionālajām karburizācijas un nitrēšanas metodēm.
Tērauda virsmas vienlaicīga piesātināšana ar slāpekli un oglekli. Daudzi pētījumi ir parādījuši, ka dažos gadījumos tērauda kopīgajam difūzijas piesātinājumam ar slāpekli un oglekli ir noteiktas priekšrocības. Tādējādi slāpeklis veicina oglekļa difūziju, tāpēc difūzijas piesātinājuma temperatūru var samazināt līdz 850 °C. Šo procesu sauc par nitrokarburizāciju, jo sākuma vide ir cementējošās gāzes un amonjaka maisījums. Procesa ilgums ir 4-10 stundas Nitrokarburizācijas galvenais mērķis ir palielināt tērauda izstrādājumu cietību un nodilumizturību.
Salīdzinot ar karburizāciju, nitrokarburizācijai ir vairākas būtiskas priekšrocības. Kad austenītu sakausē ar slāpekli, α5=^y-transformācijas temperatūra pazeminās, kas ļauj piesātinājuma procesu veikt zemākā temperatūrā. Tajā pašā laikā slāpekļa klātbūtnē strauji palielinās oglekļa difūzijas mobilitāte austenītā. Nitrokarburizēto un cementēto slāņu augšanas ātrums ir gandrīz vienāds, lai gan nitrokarburizācijas temperatūra ir gandrīz par 100 °C zemāka. Piesātinājuma temperatūras pazemināšana, nepalielinot procesa ilgumu, ļauj samazināt apstrādājamo detaļu deformāciju un samazināt krāsns aprīkojuma sildīšanu. Gandrīz tas pats aprīkojums tiek izmantots gāzes karburizācijai un nitrokarburizācijai.
Leģēto tēraudu nitrokarburizācijai izmanto kontrolētu endotermisko atmosfēru, kurai pievieno 1,5-5,5% (tilp.) dabasgāzes un 1,0-3,5% (tilp.) amonjaka. Nitrokarburizācijai seko cietināšana tieši no krāsns, retāk pēc atkārtotas uzsildīšanas. Pēc sacietēšanas rūdīšanu veic 160-180 °C temperatūrā.
Optimālos piesātinājuma apstākļos nitrokarburizētā slāņa struktūru veido smalki adatveida martensīts, neliels daudzums smalku, vienmērīgi sadalītu karbonitrīdu un 25-30% aizturēta austenīta.
Slāņa cietība pēc rūdīšanas un zemas rūdīšanas ir HRC ~ 58-60, HV -570-690. Nitrokarburētā slāņa biezums ir 0,2-0,8 mm. Nitrocarburizing parasti tiek izmantots detaļām ar sarežģītu formu, piemēram, zobratiem.
Tērauda vienlaicīga piesātināšana ar oglekli un slāpekli notiek arī cianidēšanas laikā kausētajos sāļos, kas satur nātrija cianīdu 820-860 °C temperatūrā. Tomēr izkausētu sāļu toksicitāte ir nopietns trūkums, kas neļauj īstenot šo procesu.
Problēmas risinājumu var uzskatīt par izstrādātu Maskavas Augstākajā tehniskajā skolā. N. E. Baumana karbonitēšanas process (autori D. A. Prokoškins, A. V. Supovs u.c.). Kālija cianātu izmanto, lai iegūtu aktīvo kausējumu. Karsēšanas temperatūrā un kušanas laikā atmosfēras apstākļos notiek oksidēšanās.
kālija cianāta reducēšana atbilstoši reakcijai 2KNCO + 0 2 = K 2 CO e + CO + H 2. Temperatūrā zem 600 °C oglekļa monoksīds sadalās atbilstoši reakcijai 2CO = C0 2 + C pie. Lai pastiprinātu karbonitēšanas procesu, tiek izmantota gaisa pūšana. Ekspozīcijas ilgums sildīšanas temperatūrā kausē svārstās no vairākām minūtēm līdz vairākām stundām. Karbonitācijas rezultātā (kušanas temperatūra 530-570 °C, turēšanas laiks 5-30 minūtes) ātrgaitas tērauda instrumentu izturība palielinās 1,5-4 reizes.