Janë marrë parasysh parametrat e njësisë së cilësisë së furnizimit publik me ujë, metodologjia e përcaktuar për llogaritjen e tyre dhe tregon hapat për llogaritjen e indeksit kompleks të cilësisë së sistemit të furnizimit me ujë.
Fjalët kyçe: ujë, parametrat e njësisë së cilësisë, një tregues gjithëpërfshirës i cilësisë, mënyra e llogaritjes.
Belov Dmitry Borisovich, kandidat i shkencave teknike, docent, imsbelov@,mail. ru, Rusi, Tula, Universiteti Shtetëror Tula,
Masenkov Evgeny Vyacheslavovich, pasuniversitar, masenkov-evgeny@yandex. ru, Rusi, Tula, Universiteti Shtetëror Tula
UDC669.017.3; 669.017.3: 620.18
NDIKIMI I KUSHTEVE TË FTOHJES NË NIVELIN E STRESVE TË MBETUR DHE RISHPËRNDARJES SË KARBONIT NË AUSTENIT DHE MARTENSIT GJATË FORCIMIT TË ÇELIKUT ME KARBON MESIMOR
HANI. Grinberg, A.A. Alekseev, E.Yu. Novikova, A.A. Yarovitskaya, A.F. Galkin
U studiua ndikimi i shpejtësisë së ftohjes gjatë shuarjes në nivelin e sforcimeve të mbetura të martensitit pas shuarjes së çeliqeve 40Х, 40Х13 dhe 40Н14. Është treguar se faktorët që rrisin rrugën e mundshme të difuzionit të karbonit çojnë në formimin e një shpërndarjeje më heterogjene të karbonit pas shuarjes. Kontributi mbizotërues në rishpërndarjen e karbonit gjatë ftohjes së shuarjes është bërë nga ndarja e tij në defektet në rrjetën kristalore të austenitit në intervalin e temperaturës që i paraprin transformimit martensitik.
Fjalët kyçe: transformim martenzitik, shpejtësia e ftohjes, sforcimet e mbetura, rishpërndarja e karbonit, rruga e difuzionit, zbërthimi i martensitit.
Në austenitin e superftuar, gjatë periudhës së ftohjes deri në pikën Mn, ndodh një rishpërndarje e karbonit në rrjetën e austenitit me thithjen e tij në defektet në strukturën kristalore. Duke marrë parasysh lëvizshmërinë e lartë të karbonit në austenit në rangun T3 - Mn, ku T3 është temperatura e ngrohjes së çelikut për forcim, mund të supozohet se një rishpërndarje e tillë duhet të çojë në një ndryshim të dukshëm në shpërndarjen fillestare të karbonit.
Nga ana tjetër, në martensitin e formuar në çeliqet e karbonit, proceset e rishpërndarjes së karbonit zhvillohen gjithashtu dukshëm. Rezultati i këtyre proceseve varet nga gjatësia e mundshme
rruga e difuzionit të atomeve të karbonit. Për më tepër, në çeliqet e karbonit dhe të aliazhit me përmbajtje karboni më të vogël se 0.6%, për shkak të faktit se pika e Mn është në temperatura relativisht të larta, proceset e dekompozimit të martensitit mund të zhvillohen ndjeshëm tashmë gjatë ftohjes në rangun martensitik.
Qëllimi i kësaj pune ishte të studionte ndikimin e shkallës së ftohjes gjatë shuarjes në nivelin e sforcimeve të mbetura, si dhe të vlerësonte rolin dhe madhësinë relative të kontributeve nga rishpërndarja e karbonit në austenitin e superftohur dhe në martensitin e sapoformuar në ndryshim në vetitë dhe kinetikën e zbërthimit të mëvonshëm të martensitit në çeliqet me karbon të mesëm.
Objektet e studimit ishin çeliqet me karbon mesatar 40Х, 40Х13 dhe 40Н14, përbërja kimike e të cilëve është paraqitur në tabelë. 1.
Tabela 1
Përbërja kimike e çeliqeve
Përmbajtja e elementit të klasës së çelikut, % (peshë)
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
Shpejtësia e ftohjes gjatë shuarjes ndryshoi duke përdorur dy mjete të ndryshme shuarëse: një zgjidhje ujore 10% e NaCl (më tej kripë) dhe vaj mineral (më tej vaj) ose kombinime të tyre. Mënyra e ngrohjes për shuarjen u zgjodh bazuar në marrjen e një shpërndarje uniforme të karbonit në austenit. Temperatura e ngrohjes për forcim ishte: për çelikun 40Х - 860 °С, 40Х13 - 1050 °С, 40Н14 - 830 °С. Kohëzgjatja e ekspozimit izotermik në temperaturën e ngrohjes për forcim është 20 minuta.
Analiza metalografike e mostrave është kryer në mikroskop optik “Obveger.B1sh” me zmadhim 500 herë. Matjet e makrofortësisë u kryen duke përdorur një pajisje TK-2. Mesatarja aritmetike nga një seri prej 5 matjesh paralele është marrë si vlerësim i SNK-së. Mikrofortësia u mat në një pajisje PMT-3 me një ngarkesë prej 1 N në seksione të pagdhendura. Për të hequr shtresën sipërfaqësore të ngurtësuar, është përdorur rilyerje e trefishtë me gravurë të ndërmjetme. Mesatarja prej 50 matjesh është marrë si rezultat i matjes.
Niveli i makrostresimeve të mbetura u përcaktua me metodën strukturore me rreze X në një difraktometër DRON-2 duke përdorur rrezatim kobalt Ka. Makro-stresimet u përcaktuan nga zhvendosja e rrezeve X
Sky line 211 ne cep te DESH. Modelet e difraksionit u regjistruan duke përdorur skanimin e hapave (hapi 0.1°), përpunimi duke përdorur programin aplikativ për 1VMRS "Analiza e profilit të linjës së rrezeve X me metodën e momenteve".
Duke marrë parasysh veçoritë metodologjike të eksperimenteve (heqja e shtresës së dekarbonizuar afër sipërfaqes, matjet e makrofortësisë, përgatitja e mostrave për matje), matjet e para të mikrofortësisë u bënë 1,5-2 orë pas përfundimit të trajtimit termik përkatës.
Mjetet shuarëse të përdorura në studim ofrojnë shpejtësi ftohjeje që tejkalojnë normat kritike të shuarjes për çeliqet në studim. Analiza mikrostrukturore dhe rezultatet e matjes së makrofortësisë konfirmojnë se përbërësi kryesor strukturor në mostrat e ngurtësuara të të gjithë çeliqeve të studiuara është martensiti.
Në Fig. Figura 1, a paraqet rezultatet e matjeve të nivelit të makrosforcimeve të mbetura (о), dhe Figura 1, b tregon mikrofortësinë (HH) të mostrave të çeliqeve të studiuar pas shuarjes në mjedise të ndryshme. Një rënie në shkallën e ftohjes gjatë shuarjes në vaj (krahasuar me shuarjen në kripë) rrit periudhën kohore të ekzistencës së austenitit të superftohur dhe kohëzgjatjen e vetëkalitjes së martensitit të sapoformuar. Kjo ndihmon në rritjen e plotësisë së rishpërndarjes së karbonit, si në austenitin e superftohur ashtu edhe në martensitin që rezulton, gjë që çon në një ulje të ndjeshme të nivelit të sforcimeve të mbetura dhe mikrofortësisë për të gjithë çeliqet e studiuar.
■ Shuarja me kripë
■ Forcimi i vajit
■ Forcimi i solpës
Kalitje në vaj
Oriz. 1. Niveli i makrostensioneve të mbetura (a) dhe mikrofortësisë (b) të çeliqeve të ngurtësuar
Prania e një përmbajtje të lartë kromi, e cila redukton lëvizshmërinë e difuzionit të karbonit, në çelikun 40Х13 përcakton shkallën minimale (për çeliqet e studiuara) të rishpërndarjes së karbonit (pavarësisht
temperaturë dukshëm më e lartë e ngrohjes për shuarje). Si rezultat, për çelikun 40Х13, regjistrohet niveli maksimal i sforcimeve të mbetura gjatë forcimit në të dy mjediset dhe diferenca minimale në madhësinë e sforcimeve të mbetura Do = oc - ohm, të shoqëruara me një ulje të shpejtësisë.
ftohje shuarëse.
Për çelikun 40N14 me një përmbajtje të lartë nikeli, i cili rrit lëvizshmërinë e difuzionit të karbonit, vërehet tabloja e kundërt. Madhësia e sforcimeve të mbetura në mostrat e ngurtësuara të këtij çeliku (boshti) është minimale për çdo mjedis ftohës, dhe vlera Do është maksimale. Për çelikun 40X, vërehen vlera të ndërmjetme të këtyre parametrave.
Niveli i sforcimeve të mbetura në mostrat e saposhuara të çeliqeve me karbon mesatar përcaktohet si nga shkalla e mbingopjes së tretësirës së ngurtë të karbonit në hekur bcc (martensit) dhe nga uniformiteti i shpërndarjes së karbonit. Dimensionet dhe forma e mostrave të përdorura për kërkime na lejojnë të neglizhojmë kontributin e streseve termike që lidhen me ftohjen e pabarabartë në të gjithë seksionin kryq të kampionit. Rrjedhimisht, ndryshimet në nivelet e makrostreseve të mbetura, për shkak të ritmeve të ndryshme të ftohjes gjatë shuarjes, mund të shoqërohen me shkallë të ndryshme të rishpërndarjes së karbonit si në austenitin e superftohur (gjatë ftohjes deri në pikën e fillimit të transformimit martensitik) dhe në martensitin që rezulton. kur ftohet në temperaturën e dhomës dhe mbahet në këtë temperaturë përpara fillimit të matjeve.
Një vlerësim i rrugës së mundshme të difuzionit të atomeve të karbonit 1d, i kryer duke përdorur të dhëna nga studimet mbi ndikimin e Cr dhe N1 në parametrat e difuzionit të karbonit, tregoi si më poshtë. Për çelikun 40Х13 në austenit gjatë ftohjes së shuarjes nga temperatura e ngrohjes për shuarje deri në pikën Mn/dv është 1,5 herë më pak se në çelikun 40Х, dhe 3,5 herë më pak se në çelikun 40Н14. Kur ftohet nga pika Mn në temperaturën e dhomës (d.m.th., në martensit), /d ka vlera afërsisht të barabarta për çeliqet 40Х dhe 40Н14, të cilat janë dy herë e njëjta vlerë për çelikun 40Х13. Kjo është në përputhje të mirë me rezultatet e paraqitura më sipër mbi nivelin e sforcimeve të mbetura dhe mikrofortësisë.
Kështu, gjatë ftohjes gjatë shuarjes së vazhdueshme, pavarësisht nga kohëzgjatja e shkurtër, ndodh një rishpërndarje e dukshme e karbonit si në austenit ashtu edhe në martensit të sapoformuar. Meqenëse ky rishpërndarje është i një natyre difuzioni, faktorët që kontribuojnë në një rritje në rrugën e mundshme të difuzionit të atomeve të karbonit në modifikimet y- dhe a të hekurit duhet të çojnë në një rritje të plotësisë së këtij rishpërndarjeje, d.m.th. në një rritje të shkallës së heterogjenitetit të shpërndarjes së karbonit në çelikun e ngurtësuar.
Kështu, rritja e shkallës së shuarjes së ftohjes dhe aliazhimit me elementë karabit formues, duke qenë të barabarta të gjërave të tjera, kontribuon në krijimin e një shpërndarjeje më uniforme dhe, në këtë mënyrë, termodinamikisht më pak të qëndrueshme të karbonit në martenzit.
Për t'iu përgjigjur pyetjes se cili është përqindja e kontributeve në rishpërndarjen totale të karbonit gjatë ftohjes së shuarjes në intervalet austenitike dhe martensitike, ne përdorëm shuarjen e mostrave të çelikut 40X në dy mjedise. Shuarja kryhej si nëpërmjet vajit në kripë ashtu edhe përmes kripës në vaj. Ndryshimi i sekuencës së mediave të shuarjes siguroi një ndryshim në shkallët e kalimit të intervaleve përkatëse të temperaturës gjatë ftohjes. Si mënyra kontrolli, u krye shuarja e vazhdueshme në vaj dhe kripë.
Kur përdoret fikja në dy mjedise, zgjedhja e kohës së qëndrimit në mjedisin e parë në përputhje me qëllimin e eksperimentit duhet të sigurojë arritjen e temperaturës Mn, pas së cilës kampioni transferohet në mjedisin e dytë ftohës sa më shpejt që të jetë e mundur. Në lidhje me këtë, u krye një vlerësim paraprak i kohëzgjatjes së mbajtjes që kërkohet për të arritur temperaturën Mn për secilën nga mediat shuarëse duke përdorur disa modele llogaritëse. Koha e ftohjes së mostrave nga 860 °C deri në pikën Mn sipas formulës franceze ishte 5.7 s për vajin, 1.7 s për kripën. Llogaritjet e bëra duke përdorur të dhënat e paraqitura në punime dhanë 4,1 s për vajin, 0,8 s për kripën.
Duke marrë parasysh ndryshimin në rezultatet e llogaritjes, shkallët e larta të ftohjes dhe, rrjedhimisht, një gamë të ngushtë të ndryshimit të kohës së qëndrimit në mjedisin e parë shuarës, praninë e kampionit në ajër gjatë transferimit të tij nga një mjedis shuarës në tjetrin dhe faktorë të tjerë. , u vendos që të zbatohej skema eksperimentale e mëposhtme (Fig. 2).
1 orë ^ orë. 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 orë 6 kripë 2 s. vaj % p ^ 7 c1>l £ 3 c. pak ^ 3 vaj VI, 2 hol pCg s. kripë ¡.ges^k^b s. kripë
8 1 ^ X kripë + IX vaj
Fig.2. Skema e eksperimentit për forcimin në dy mjedise
U zbatuan mënyrat e ftohjes në të cilat transferimi nga mediumi i parë ftohës në të dytin u krye në temperatura: mbi pikën Mn (modalitetet 4 dhe 5 në Fig. 2); afër pikës Mn (modalitetet 3 dhe 6); nën pikën Mn (modalitetet 2 dhe 7). Për më tepër, siç u tregua më lart, shuarja e vazhdueshme në vaj (modaliteti 1) dhe në kripë (modaliteti 8) u përdor për krahasim.
Rezultatet e matjeve të makrofortësisë pas trajtimit termik sipas mënyrave të treguara janë paraqitur në tabelë. 2.
tabela 2
Rezultatet e matjes së fortësisë së çelikut të ngurtësuar 40X
Modaliteti HRC Modaliteti HRC
Siç është vërejtur në punime, ndryshimi në vlerat e makrofortësisë gjatë ngurtësimit në mjedise të ndryshme nuk na lejon të arrijmë në përfundime të paqarta. Në ndryshim nga makrofortësia, ndryshimet në mikrofortësinë në të njëjtat kushte tregojnë dallime më të rëndësishme në varësi të mënyrave të ftohjes së përdorur (Fig. 3).
12345678 Modaliteti i ftohjes
Fig.3. Efekti i mënyrës së ftohjes gjatë forcimit në mikrofortësinë e çelikut 40X
Siç mund të pritej, shuarja e vazhdueshme në vaj (modaliteti 1) siguron kohëzgjatjen maksimale të qëndrimit të mostrave në të dy intervalet e temperaturës me interes ("T3 - Mn" dhe "Mn - 20
°C"), i cili siguron plotësinë më të madhe të rishpërndarjes së karbonit dhe, si pasojë, vlerat minimale të mikrofortësisë. Përkundrazi, shuarja e vazhdueshme në kripë (modaliteti 8) jep shpejtësinë maksimale (nga ato të përdorura) të kalimit nëpër këto intervale të temperaturës dhe, në përputhje me rrethanat, shkallën minimale të rishpërndarjes së karbonit dhe mikrofortësinë maksimale.
Kur ftohni sipas modaliteteve 2, 3 dhe 4, në të cilat ftohja në vaj përfundon afër pikës Mn, dhe intervali martensitik kalon me një shpejtësi shumë më të lartë, mikrofortësia rritet (krahasuar me shuarjen e vazhdueshme në vaj), kryesisht për shkak të një rënie në tërësinë e procesit.vetëkalitja e martensitit të sapoformuar gjatë transformimit (ose gjatë mbajtjes së mëvonshme në temperaturën e dhomës para fillimit të matjeve).
Dallime dukshëm më të mëdha vërehen kur përdoret tretësira NaCl si mjeti i parë shuarës. Thithja në kripë për 1 s (modaliteti 5) padyshim që nuk siguron një ulje të ndjeshme të temperaturës së kampionit të ngurtësuar përpara se ta transferoni atë në vaj. Si rezultat, mikrofortësia e tij rezulton të jetë e ndërmjetme midis shuarjes së vazhdueshme në vaj dhe shuarjes në mënyrat 2, 3, 4. Rritja e kohës së qëndrimit në kripë në 2 s (modaliteti 6) çon në një reduktim të ndjeshëm të kohëzgjatjes së rishpërndarjes së karbonit në austenitin e superftuar duke ruajtur një shpejtësi minimale të kalimit nëpër intervalin martensitik. Kjo rezulton në një rritje të konsiderueshme të fortësisë në krahasim me forcimin e vajit. Thithja në kripë për 3 s (modaliteti 7) me sa duket siguron ftohje me shpejtësinë maksimale si në intervalin e ekzistencës së austenitit të superftohur ashtu edhe në një pjesë të intervalit "Mn-20 °C". Si rezultat, vlera e mikrofortësisë së kampionëve të shuar duke përdorur këtë regjim rezulton të jetë pothuajse e njëjtë si gjatë shuarjes së vazhdueshme në kripë.
Kështu, një rënie në shkallën e ftohjes gjatë ngurtësimit të vazhdueshëm ndihmon në rritjen e plotësisë së rishpërndarjes së karbonit dhe uljen e shoqëruar të mikrofortësisë, kryesisht për shkak të rritjes së periudhës kohore të ekzistencës së austenitit të superftohur. Kontributi në efektin total nga rishpërndarja e karbonit në diapazonin e ftohjes nga pika Mn në temperaturën e dhomës rezulton të jetë shumë më i vogël.
1. Dallimi në nivelin e makrostresimeve të mbetura, për shkak të shkallëve të ndryshme të ftohjes gjatë forcimit të çeliqeve me karbon mesatar, përcaktohet nga shkalla e rishpërndarjes së karbonit si në austenitin e superftohur (gjatë ftohjes deri në pikën e fillimit të transformimit martensitik) dhe në martensitin që rezulton kur ftohet në temperaturën e dhomës dhe mbahet në këtë temperaturë përpara fillimit të matjeve.
2. Shkalla e rishpërndarjes së karbonit përcaktohet kryesisht nga kohëzgjatja e qëndrimit në intervalin e temperaturës që i paraprin transformimit martenzitik, pra në fazën austenitike. Kontributi i proceseve të rishpërndarjes së karbonit në martensit rezulton të jetë dukshëm më i vogël. Kështu, gjendja e ndryshme e martensitit të çelikut të shuar, e lidhur me ndryshimet në shpejtësinë e ftohjes së shuarjes, është për shkak të faktit se transformimi aktual martenzitik në të njëjtin çelik fillon me një shpërndarje fillestare të ndryshme të karbonit në austenitin e superftohur.
Studimi u krye me mbështetjen financiare të Fondacionit Rus për Kërkime Bazë dhe Administratës së Rajonit Tula në kuadër të projektit shkencor Nr. 15-4803237 “r_center_a.
Bibliografi
1. Smirnov M.A., Schastlivtsev V.M., Zhuravlev L.G. Bazat e trajtimit termik të çelikut. Ekaterinburg: Dega Ural e Akademisë së Shkencave Ruse, 1999. 495 f.
2. Krishtal M.A. Proceset e difuzionit në lidhjet e hekurit. M.: Nauka, 1963. 278 f.
3. Bokshtein B.S. Difuzioni në metale. M.: Metalurgji, 1978. 248
4. Lyuty V. Media shuarëse: botim referencë, / ed. Maslenkova S.B.; korsi nga dyshemeja Chelyabinsk: Metalurgji, 1990. 192 f.
5. Grinberg E.M., Kondaurova E.Yu. Ndikimi i shkallës së ftohjes gjatë ngurtësimit në strukturën dhe vetitë fizike dhe mekanike të çeliqeve // Universiteti Shtetëror Izvestia Tula. Ser. Shkenca e Materialeve. 2000. Vëll. 1. fq 156 - 160.
6. Grinberg E.M., Varyuk T.S. Ndikimi i shkallës së ftohjes gjatë ngurtësimit në strukturën dhe ngurtësinë e çeliqeve // Izvestia e Universitetit Shtetëror Tula. Ser. Shkenca e Materialeve. 2003. Numri 4. fq 143 - 148.
7. Ndikimi i shpejtësisë së ftohjes gjatë shuarjes në nivelin e sforcimeve të mbetura në çelik / E.M. Greenberg, S.S. Goncharov, E.Yu. Kondaurova, E.S. Zharikova // Lajmet e Universitetit Shtetëror të Tula. Ser. Shkenca e Materialeve. 2006. Numri 6. fq. 6 - 16.
8. Ndikimi i elementeve aliazh karabit dhe jokarbit formues në transformimet e strukturave metastabile gjatë kalitjes së çeliqeve me karbon mesatar / E.M. Greenberg, S.S. Goncharov, E.Yu. Kondaurova, T.A. Kushëriri // Lajmet e Universitetit Shtetëror të Tula. Ser. Shkenca e Materialeve. 2006. Çështje. 6. fq. 33 - 42.
Grinberg Evgeniy Markusovich, Doktor i Inxhinierisë. Shkenca, prof., emgrinhergamail.ru, Rusi, Tula, Universiteti Shtetëror Tula,
Alekseev Anton Anatolyevich, PhD, ant.suvorovamail.ru, Rusi, Tula, Universiteti Shtetëror Tula,
Novikova Elena Yurievna, Ph.D. teknologjisë. Shkenca, Profesor i Asociuar, kondaurovae@,mail.ru, Rusi, Tula, Universiteti Shtetëror Tula,
Yarovitskaya Alina Aleksandrovna, studente, ladycat95@mail. ru, Rusi, Tula, Universiteti Shtetëror Tula,
Galkin Andrey Fedorovich, student, [email i mbrojtur], Rusi, Tula, Universiteti Shtetëror Tula
EFEKTI I KUSHTEVE TË FTOHJES NË NIVELIN E STRESVE TË REZIDUARA DHE RISHPËRNDARJES SË KARBONIT NË AUSTENIT DHE MARTENSIT NË FORTËSIM NË ÇELIKET ME KARBON MESIMOR
E.M. Grinberg, A.A. Alekseev, E.Y. Novikova, A.A. Yarovitskaya, A.F. Galkin
Është studiuar efekti i shkallës së ftohjes gjatë ngurtësimit në nivelin e sforcimeve të mbetura të martensitit pas forcimit të çeliqeve 40Х, 40Х13 dhe 40Н14. Është treguar se faktorët që kontribuojnë në një rritje të mundshme të rrugës së difuzionit të karbonit, duke çuar në formimin e më shumë shpërndarja johomogjene e karbonit pas ngurtësimit. Kontributi mbizotërues në rishpërndarjen e karbonit në rrjedhën e ftohjes së ngurtësuar sjell ndarjen e tij në defektet e rrjetës kristalore në austenit, i cili është i pranishëm në temperatura mbi temperaturën e transformimit martensitik.
Fjalët kyçe: transformimi martenzitik, shpejtësia e ftohjes, sforcimet e mbetura, rishpërndarja e karbonit, rruga e difuzionit, dekompozimi i martensitit.
Grinberg Evgeniy Markusovich, kandidat i shkencave teknike, docent, emgrin-berg@,mail.ru, Rusi, Tula, Universiteti Shtetëror Tula,
Alekseev Anton Anatolevich, pasuniversitar, [email i mbrojtur], Rusia, Tula, Universiteti Shtetëror Tula,
Novikova Elena Yurievna, kandidate e shkencave teknike, docent, [email i mbrojtur], Rusia, Tula, Universiteti Shtetëror Tula,
Yarovitskaya Alina Alexandrovna, studente, ladycat95@,mail.ru, Rusi, Tula, Universiteti Shtetëror Tula,
Galkin Andrey Fedorovich, student, anfgalkinamail. ru, Rusi, Tula, Universiteti Shtetëror Tula
§ 8. Si të matet shpejtësia e difuzionit të atomeve kur ato nuk shpërndahen?
Problemi i difuzionit është një nga problemet kryesore në fizikën e gjendjes së ngurtë. Forca lëvizëse për difuzion është zakonisht ndryshimi në përqendrimet e substancave të tretura në vëllime të ndryshme të trupit. Për shembull, nëse karboni tretet në hekur dhe në disa zona përqendrimi i atomeve të tij është më i madh se në të tjerat, atëherë atomet e karbonit do të lëvizin në drejtimin ku ka më pak prej tyre. Rrjeta kristalore e shumicës së metaleve korrespondon me një nga tre llojet e paraqitura në Fig. 26 paketime jonesh (topa): kubik me në qendër fytyrën (Fig. 26, a), gjashtëkëndor i mbushur afër (Fig. 26, b) dhe kub me qendër trupin (Fig. 26, c).
Në temperaturën e dhomës, hekuri ekziston në modifikimin e tij α dhe ka një lloj të tretë grilë. Atomet e karbonit janë të vendosura në interstiksionet e grilës së përbërësit kryesor dhe janë të ngulitur në hapësirat midis atomeve të tij. Kjo, nga rruga, nuk është aq e lehtë, pasi atomet e metalit përshtaten fort me njëri-tjetrin. Për shembull, një sferë me një rreze prej 0.02 nm mund të futet në një pore që korrespondon me pozicionin në qendër të skajit të një kubi, në mënyrë që edhe një atom i vogël karboni të mos futet në të. Është e vështirë të "shtrydhet" në vend dhe shkakton shtrembërime në rrjetë, duke i larguar atomet fqinje të hekurit.
Gjatë procesit të difuzionit, një atom karboni bën një "kërcim" nga vendi ndërsticial i rrjetës së hekurit që zë në një vend intersticial fqinj, identik, më pas në tjetrin, etj. Çdo herë ai ka vështirësi të "shtrydhet" midis atomet e tretësit ngjiten fort me njëri-tjetrin, përpara se të gjendet në pozicionin e futjes fqinje, ku është gjithashtu i ngushtë, por ende "i tolerueshëm". Në mënyrë që një atom shpërndarës të bëjë një kërcim, ai duhet të ketë energji të tepërt (ka, si të thuash, një pengesë energjie që duhet kapërcyer). Lartësia e kësaj pengese është e ashtuquajtura energjia e aktivizimit të difuzionit Q. Sa më e lartë të jetë temperatura, aq më të forta janë dridhjet termike të atomeve dhe aq më e lehtë është të kapërcehet pengesa.
Treguesi më i rëndësishëm i lëvizshmërisë së difuzionit të atomeve është koeficienti i difuzionit D. Sipas teorisë së difuzionit, distanca me të cilën një atom lëviz mesatarisht gjatë ecjeve të difuzionit gjatë kohës t është proporcionale me vlerën √Dt. Koeficienti i difuzionit ka dimensionin cm 2 /s, pra është dimensioni i gjatësisë. Është e qartë se koeficienti i difuzionit rritet ndjeshëm me rritjen e temperaturës. Kjo varësi u krijua për herë të parë nga shkencëtari suedez S. Arrhenius në 1889:
D = D 0 e -Q/kT .
Këtu k është konstanta e Boltzmann-it dhe D 0 është koeficienti i proporcionalitetit (faktori paraeksponencial) *.
* (Në librin e B. S. Bokshtein “Atomet enden nëpër një kristal” (M.: Nauka, 1983. Biblioteka “Kvant”, numri 28) trajtohet në detaje problemi i difuzionit në trupat e ngurtë dhe tregohet bindshëm nevoja për të përcaktuar parametrat e difuzionit.)
Për të matur koeficientin e difuzionit të një lënde në një metal të caktuar, ai (ose izotopi i tij radioaktiv) aplikohet në sipërfaqen e metalit, pastaj nxehet dhe kampioni mbahet në një temperaturë të lartë për një kohë të gjatë për të marrë një shtresë e trashë metali me një përqendrim relativisht të lartë të substancës difuzive (të paktën rreth 100 mikron - në mënyrë që ta shihni qartë këtë shtresë në një mikroskop dhe ta matni me saktësi).
Pastaj, duke ditur rrugën e difuzionit √Dt dhe kohën e pjekjes, kjo metodë mund të masë koeficientin D me saktësi të mjaftueshme. Por, çka nëse duhet të dini koeficientin e difuzionit në temperatura të ulëta, kur duhen muaj për të marrë një shtresë të tillë? Këtu nuk ka ekzagjerim. Për shembull, koeficienti i difuzionit të karbonit në hekur në temperaturën e dhomës është rreth 10 -17 cm 2 / s, dhe lëvizja e një atomi karboni vetëm një distancë ndëratomike kërkon disa sekonda. Dhe në një temperaturë prej 900 - 950 ° C, ngopja e sipërfaqes së hekurit me karbon në një thellësi prej 1 mm (ky është një proces shumë i zakonshëm në teknologji - çimentimi) ndodh në disa orë. Është e qartë se e gjithë pika është në vlerën e koeficientit të difuzionit, i cili në 900 °C është afërsisht 10 -7 cm 2 /s, pra 10 rend të madhësisë më të madhe se në temperaturën e dhomës (eksponenciale!). Në këtë rast, shkalla e difuzionit rritet, në përputhje me rrethanat, me 5 urdhra të madhësisë.
Ndërkohë, është shumë e nevojshme të njihen parametrat e difuzionit në temperatura të ulëta. Në veçanti, në hekurin dhe çelikun, tashmë në temperaturën e dhomës, ndodhin ndryshime të rëndësishme strukturore, të lidhura me lëvizjen e atomeve të karbonit në distanca të shkurtra. Pra, çfarë duhet të bëjmë? Ekuacioni Arrhenius vjen në shpëtim. Meqenëse D0 dhe Q janë të pavarura nga temperatura, mjafton të matet D në dy temperatura të ndryshme (por të dyja duhet të jenë të larta, pasi nevojitet një shtresë mjaft e trashë). Atëherë D 1 = D 0 e -Q/kT 1 dhe D 2 = D 0 e -Q/kT 2 , dhe në këtë sistem të dy ekuacioneve mbeten dy të panjohura. Pasi kemi gjetur D 0 dhe Q, ne mund të ekstrapolojmë për të llogaritur koeficientin e difuzionit në çdo temperaturë.
Vlefshmëria e ekuacionit Arrhenius është testuar eksperimentalisht shumë herë, por të gjitha këto eksperimente u kryen në rajonin e temperaturave mjaft të larta. A do të funksionojë edhe në temperatura të ulëta, a është i ligjshëm ekstrapolimi? Ka arsye për të dyshuar këtë, të paktën në disa raste. Për shembull, në një metal të deformuar rëndë në temperatura të ulëta ka shumë defekte në rrjetën kristalore (diskutuar në kapitullin tjetër), të cilat mund të ndikojnë shumë në lëvizshmërinë e difuzionit të atomeve. Dhe në temperaturat e larta të nevojshme për pjekjen e difuzionit, numri i tyre zvogëlohet mijëra herë, dhe në mënyrë të pashmangshme marrim një ide të shtrembëruar për rolin e tyre në proceset e difuzionit.
Pra, a është e mundur të përcaktohet koeficienti i difuzionit drejtpërdrejt në temperatura të ulëta, kur praktikisht nuk ka vetë difuzion (më saktë, kur është jashtëzakonisht i ngadaltë)? Këtu do të thotë metoda e matjes së fërkimit të brendshëm.
Siç e kemi përcaktuar tashmë, kur α-hekuri tretet në rrjetë, atomet e karbonit e kanë të vështirë të vendosen midis atomeve të hekurit dhe janë të detyruar t'i largojnë ato. Dy atomet më të afërt të hekurit, të vendosura në skajet e skajit, qendra e të cilit është e zënë nga një atom karboni, janë zhvendosur veçanërisht fuqishëm nga pozicionet e tyre normale. Le të përshkruajmë qelizën njësi të α-hekurit në një mënyrë të ekzagjeruar (Fig. 28, a), duke rritur distancat midis atomeve. Nëse ka një atom karboni në këtë qelizë, atëherë ai shtrembërohet siç tregohet (gjithashtu i ekzagjeruar) në pozicionin "c" - në vend të një kubi, marrim një prizëm, dimensionet e të cilit përgjatë boshtit Z janë më të mëdha, dhe përgjatë dy boshteve të tjerë - më i vogël se Kuba origjinale.
Meqenëse atomet e karbonit shkaktojnë shtrembërime të forta në rrjetën e hekurit α, për shkak të parimit të Le Chatelier, tashmë të njohur për ne, nuk i pëlqen të shpërndajë karbonin. Në temperaturën e dhomës, tretshmëria kufizuese e karbonit në hekur α matet në të mijtët e përqindjes, kështu që një atom është për disa mijëra qeliza. Shtrembërimet zvogëlohen shpejt me distancën nga qeliza e zënë nga atomi i karbonit, kështu që rrjeta në tërësi mbetet kubike. Për më tepër, nuk ka asnjë arsye që atomet e karbonit të favorizojnë boshtin Z mbi boshtet e tjera, kështu që mesatarisht ato shpërndahen në mënyrë të barabartë në të tre skajet jo paralele të kubit. Në mënyrë konvencionale, kjo situatë përshkruhet në pozicionin "b". Konventa është që tre atome karboni do të jenë shumë të mbushura në një qelizë. Nëse në njërën prej tyre atomi i karbonit ndodhet në një skaj paralel me boshtin Z, atëherë në një tjetër, mijëra distanca ndëratomike larg, me shumë mundësi do të përfundojë në një skaj paralel me boshtin X ose Y, etj.
Megjithatë, situata ndryshon në mënyrë dramatike nëse zbatojmë një forcë tërheqëse, për shembull, përgjatë boshtit Z. Kjo në vetvete shkakton shtrembërime të rrjetës të të njëjtit lloj si në pozicionin "c". Brinjët vertikale janë shtrirë, pjesa tjetër është e ngjeshur (natyrisht, dimensionet e jashtme të vetë kampionit të shtrirë ndryshojnë gjithashtu). Tani pozicionet e futjes që janë më të përshtatshme për atomet e karbonit nuk janë më të barabarta. Është më i përshtatshëm që ato të vendosen në brinjë vertikale, tashmë të shtrira nga stresi i jashtëm, sesa në ato horizontale - të ngjeshur. Kjo do të bëjë që atomet të kërcejnë nga pozicionet në boshtet X dhe Y në skajet vertikale dhe të bëjnë që ato të shtrihen më tej. Në Fig. 28, d tregon se në çfarë çon kjo. Këtu e njëjta konventë si në pozicionin "b" - secili atom e bën këtë kërcim, natyrisht, brenda qelizës së njësisë "të tij", por në të gjitha qelizat e zëna nga atomet e karbonit, ata do të priren të hidhen në një skaj vertikal. Atomi i karbonit kërkon vendin ku madhësia e poreve është më e madhe.
Por të njëjtat kërcime nga një skaj në tjetrin bëhen nga atomet e karbonit gjatë lëvizjes së tyre të difuzionit në rrjetë. Shpejtësia e kërcimit përcaktohet nga lëvizshmëria e difuzionit të atomeve në një temperaturë të caktuar. Ekziston një lidhje e thjeshtë midis koeficientit të difuzionit dhe kohës së kërcimit τ në një rrjetë me gjatësi buzë a, e cila u vendos nga A. Ajnshtajni: D = a 2 /τ; kjo marrëdhënie është e saktë deri në një koeficient që varet nga gjeometria e rrjetës dhe është afër unitetit (i rishkruar si a = √Dτ, do t'ju kujtojë një shprehje tashmë të njohur - një nga ekuacionet bazë të difuzionit).
Pra, kemi një proces tipik relaksimi që shkakton fërkime të brendshme. Do të ndryshojmë në mënyrë ciklike ngarkesën e aplikuar përgjatë boshtit Z (tension - ngjeshje). Nëse frekuenca e lëkundjes është shumë e lartë dhe koha e ciklit është e shkurtër në krahasim me τ, atomet nuk do të kenë kohë të bëjnë kërcimin përpara se të shënojë ndryshimin e tensionit dhe skajet Z të fillojnë të ngjeshen, duke u bërë në vend të më të përshtatshëm, përkundrazi, pozicione më të papërshtatshme të futjes. Atomi i karbonit ka vetëm kohë për të "dëshiruar" të kërcejë, kur situata ndryshon në mënyrë dramatike.
Nëse frekuencat janë shumë të ulëta, të gjitha kërcimet do të kenë kohë për të ndjekur ndryshimin e tensionit. Gjatë ngarkimit, atomet arrijnë të zënë skajet vertikale, dhe gjatë shkarkimit, ata kërcejnë prapa dhe krijojnë një shpërndarje fillestare të rastësishme përgjatë tre akseve. Kur stresi i jashtëm fillon të ngjesh kristalin përgjatë boshtit Z, atomet do të lëvizin nga boshtet vertikale në ato horizontale, etj., dhe duke qenë se koha e ciklit është e gjatë në krahasim me τ, në çdo moment të caktuar saktësisht shpërndarja e atomeve përgjatë tre akset do të kenë kohë të vendosen.që më së miri i përgjigjet madhësisë dhe shenjës së tensionit.
Siç e dimë tashmë, në këto dy raste ekstreme nuk ka fërkime të brendshme. Ajo do të arrijë një maksimum në një frekuencë lëkundjeje që plotëson kushtin ωτ р = 1, dhe τ р këtu është afër në vlerë me τ - koha e kërcimit të difuzionit. Në fund të fundit, nuk është aq e rëndësishme se cila është saktësisht forca lëvizëse pas kërcimeve - ndryshimi në përqendrimin e atomeve të karbonit në vende të ndryshme, si me difuzionin e zakonshëm, ose një tension të jashtëm që ndryshon periodikisht, si në shembullin tonë.
Tani, duke matur frekuencën ω, në të cilën fërkimi i brendshëm arrin maksimumin e tij, dhe periudhën e rrjetës a, mund të përcaktojmë lehtësisht koeficientin D.
Është interesante që fërkimi maksimal i brendshëm i shkaktuar nga procesi i konsideruar në temperaturën e dhomës zbulohet në një frekuencë prej rreth 1 Hz, e cila është shumë e përshtatshme për matje. Por në përgjithësi, ne mund të ndryshojmë si frekuencën e lëkundjes ashtu edhe temperaturën e mostrës sipas gjykimit tonë. Kjo bën të mundur gjetjen e energjisë së aktivizimit të procesit të difuzionit që na intereson. Për shembull, në temperaturën T 1, sipas ekuacionit Arrhenius, koeficienti i difuzionit është i barabartë me D 1, dhe koha e kërcimit (sipas formulës së Ajnshtajnit) është τ 1. Nëse në këtë temperaturë ndryshojmë pa probleme frekuencën e lëkundjes ω, atëherë fërkimi i brendshëm do të arrijë një maksimum në ω 1 = 1/τ 1. Në temperaturën T 2, maksimumi do të shfaqet në një frekuencë të ndryshme ω 2, pasi koeficienti i difuzionit në këtë temperaturë është i barabartë me D 2 dhe koha e kërcimit është τ 2. Pra, ne përsëri marrim dy ekuacione Arrhenius me dy të panjohura D 0 dhe Q. Pjesa tjetër është çështje teknologjie.
Kështu që ne kemi përfunduar atë që është ndoshta pjesa më e mërzitshme e librit. Që tani e tutje, shpresojmë që gjërat të bëhen më argëtuese. Në fletore shkruhet: "Nuk mund ta imagjinoni as sa i mërzitshëm dhe i mërzitshëm mund të jem". Nëse lexuesi buzëqesh me këtë shaka të Ilfov, atëherë autorët mund të urojnë veten e tyre. Nëse ai thotë, "Kjo është ajo", atëherë ata duhet të simpatizojnë veten e tyre.
Oriz. 9. Qelizë kristalore tetragonale
Në shkallë të lartë të superftohjes, paqëndrueshmëria termodinamike e austenitit rritet dhe shkalla e difuzionit të karbonit bie ndjeshëm. Në këtë rast, ndodh një transformim pa difuzion i austenitit: rrjeta fcc e austenitit rindërtohet në një rrjetë bcc me prerje, në të cilën atomet e hekurit lëvizin në distanca më të vogla se ato ndëratomike. I gjithë karboni i tretur më parë në rrjetën e austenitit mbetet në rrjetën e ferritit pavarësisht se përqendrimi ekuilibër i karbonit në ferrit nuk kalon 0,01% në temperaturën e dhomës. Si rezultat, formohet një zgjidhje e ngurtë e mbingopur e karbonit intersticial në α-hekur, e cila quhet martensit. Sasia e karbonit në rrjetën e martensitit është shumë më e madhe se në gjendjen e ekuilibrit, kështu që shtrembërohet shumë dhe në vend të kubit merr një formë tetragonale. Raporti i periudhave të rrjetës martensit, d.m.th. shkalla e tetragonalitetit ndryshon ndjeshëm nga uniteti (c/a > 1). Sa më shumë karbon, aq më e lartë është shkalla e tetragonalitetit të martensitit (Fig. 9).
Martensiti ka fortësi të lartë (deri në 65 HRC). Fortësia e lartë e martensitit është, së pari, për shkak të shtrembërimeve të rrjetës kristalore dhe streseve përkatëse të mëdha të brendshme të përcaktuara nga karboni i tretur. Dhe, së dyti, shfaqja e ngurtësimit fazor për shkak të rritjes së vëllimit gjatë shndërrimit të austenitit në martensit (dendësia e paketimit të rrjetës fcc është më e madhe se bcc), si rezultat i së cilës dendësia e dislokimit në martenzit arrin nivelin e dendësia e dislokimit të çelikut të deformuar në të ftohtë dhe është e barabartë me 10 10 –10 12 cm -2.
Shpejtësia e formimit të kristaleve të martensitit është shumë e lartë dhe arrin 1000 m/s. Gjatë rirregullimit γ→α, atomet e hekurit zhvendosen në mënyrë të rregullt, në drejtime kristalografike të përcaktuara rreptësisht. Përveç kësaj, ruhet rrafshi i përbashkët konjugues i γ dhe α-rrjetave të Fe, d.m.th. kufiri ndërmjet fazave është koherent. Prandaj, rrjeta kristalore e fazës së re të martensitit është e orientuar natyrshëm në lidhje me fazën fillestare - austeniti, dhe në lidhje me vetveten. Gjilpërat e mëvonshme martensit formohen në një kënd prej 60 °, 120 ° ose 180 ° me ato të mëparshme dhe janë të kufizuara nga madhësitë e tyre. Drejtimi i procesit dhe ndryshimi në vëllimet specifike të fazave (austenit dhe martenzit) çojnë në faktin se austeniti bie në zona të mbyllura midis gjilpërave të martensitit, përjeton stres në shtypje, ngurtësohet dhe stabilizohet. Kështu, një sasi e caktuar e "austenitit të mbetur" të patransformuar ruhet gjithmonë në çelik dhe fundi i transformimit martensitik (Mk) konsiderohet i kushtëzuar. Transformimi martenzitik është shumë i ndjeshëm ndaj stresit dhe deformimi i austenitit mund të shkaktojë transformime edhe në temperatura mbi Mn (formohet tendosje martensit).
Martensiti, si rregull, formohet në mënyrë termike, d.m.th. me ftohje të vazhdueshme. Ftohja e vonuar në një temperaturë mbi temperaturën e fundit të transformimit martenzitik çon në stabilizimin e austenitit dhe pas ftohjes së mëvonshme transformimi i tij pengohet dhe vazhdon me më pak intensitet dhe plotësi. Në këtë rast, sasia e austenitit të mbajtur rritet, gjë që është e padëshirueshme, pasi kjo çon në heterogjenitet të vetive në seksion kryq dhe ndryshime në dimensionet e pjesëve.
Pozicioni i pikave Mn dhe Mk nuk varet nga shpejtësia e ftohjes, por varet nga përmbajtja e karbonit në çelik (Fig. 10). Nëse përmbajtja e karbonit në çelik kalon 0.6%, atëherë Mk qëndron në rajonin e temperaturave negative. Në këtë rast, për të marrë sasinë maksimale të martensitit, është e nevojshme të bëhet edhe trajtimi i ftohtë pas shuarjes në ujë në temperaturën e dhomës.
Kristalet, në varësi të përbërjes së aliazhit, dhe rrjedhimisht edhe temperaturës së formimit, mund të kenë morfologji të ndryshme. Ekzistojnë dy lloje të martensitit: lamelar (në formë gjilpëre) dhe paketues (shtrifë) (Fig. 11). Martensiti lamelar formohet në çelik me karbon të lartë me vlera të ulëta Mn dhe Mk. Në këtë rast, vetë kristalet e martensitit janë pllaka në formë lente, të cilat në rrafshin e seksionit të lëmuar duken si gjilpëra. Martenziti i paketuar (lathi) është tipik për çeliqet me karbon të ulët dhe mesatar, si dhe për çeliqet me aliazh strukturor. Në këtë rast, kristalet e martensitit kanë formën e lathave të hollë, të zgjatur në një drejtim (Fig. 11, b) dhe të kombinuara në pako.
Oriz. 10. Ndikimi i përmbajtjes së karbonit në çelik në temperaturën e fillimit Mn dhe përfundimit Mk të transformimit martensitik
Oriz. 11. Skema e formimit të martensitit lamelar (në formë gjilpëre) (a) dhe të paketës (latt) (b)
Madhësitë e kristaleve të çdo morfologjie martensit përcaktohen nga madhësia e kokrrës fillestare të austenitit. Sa më i madh të jetë kokrra e austenitit, aq më të mëdha janë ato. Pllaka e parë e martensitit ka një shtrirje që korrespondon me madhësinë tërthore të kokrrës së austenitit. Kristalet e formuara në temperatura më të ulëta kanë një shtrirje më të vogël (Fig. 11, a).
Kështu, tiparet e transformimit martenzitik janë natyra e tij pa difuzion, orientimi i procesit dhe për çeliqet edhe kinetika termike e formimit të martensitit.
Një tipar karakteristik i martensitit është fortësia dhe forca e tij e lartë, vlerat e të cilave rriten me rritjen e përmbajtjes së karbonit në martenzit. Forca në tërheqje e martensitit me karbon të ulët (0,025% C) është 1000 MPa, dhe martenziti që përmban 0,6-0,7% C ka një forcë tërheqëse prej 2,600-2,700 MPa. Megjithatë, me rritjen e përmbajtjes së karbonit në martensit, rritet edhe tendenca e tij për thyerje të brishtë. Martensiti që përmban më shumë se 0,35-0,4% C ka rezistencë të ulët ndaj fillimit dhe përhapjes së plasaritjes, si dhe vlera të ulëta të rezistencës ndaj thyerjes KIс.
Rritja e vëllimit specifik gjatë formimit të martensitit është një nga arsyet kryesore të shfaqjes së sforcimeve të mëdha të brendshme gjatë shuarjes, duke shkaktuar deformim dhe deformim të produkteve, si dhe shfaqjen e çarjeve shuarëse.
Transformimi i ndërmjetëm (bainit) i austenitit ndodh nëpërmjet një mekanizmi të përzier dhe ka veçoritë kinetike të transformimeve të perlitit të difuzionit dhe martensitit pa difuzion. Studimi i transformimit të bainitit nuk përfshihet në këtë program.
Transformimi i austenitit gjatë ftohjes së vazhdueshme.
Efekti i ftohjes së vazhdueshme në transformimin e austenitit mund të gjurmohet duke mbivendosur kthesat e ftohjes në diagramin e zbërthimit izotermik të austenitit (Fig. 12). Nga një ekzaminim i këtyre varësive, është e qartë se me rritjen e shkallës së ftohjes, rritet shkalla e ftohjes së tepërt të austenitit dhe, në përputhje me rrethanat, rritet dispersia e strukturës ferrit-çimentit.
Mund të supozojmë se me një shkallë të ulët ftohjeje v1 formohet një strukturë pearlite, me një shpejtësi më të lartë v2 formohet një strukturë sorbitoli dhe me një shpejtësi edhe më të lartë formohet një strukturë troostite. Një strukturë bainitike zakonisht nuk formohet gjatë ftohjes së vazhdueshme të çelikut të karbonit. Me ritme shumë të larta ftohjeje (vR, v5), i gjithë austeniti superftohet deri në pikën Mn dhe kthehet në martensit. Shpejtësia minimale e ftohjes në të cilën i gjithë austeniti i mbiftohur në Mn shndërrohet në martensit quhet shkalla kritike e shuarjes (vR). Shkalla e ndërmjetme e ftohjes v4 korrespondon me formimin e strukturës troostit + martensit. Kur kryqëzohet kurba e parë në formë C, zbërthimi i austenitit në troostit fillon, por nuk përfundon, sepse kurba e ftohjes nuk e pret kurbën e dytë në formë C. Pjesa e mbetur e austenitit i nënshtrohet transformimit martenzitik nën Mn.
Oriz. 12. Mbivendosja e kurbave të ftohjes në një diagram të zbërthimit izotermik.
Transformimet gjatë pushimeve.
Strukturat ngurtësuese jo ekuilibër martensiti dhe austeniti i mbetur kanë tendencë të kalojnë në një gjendje më të qëndrueshme. Ky tranzicion ndodh me difuzion. Prandaj, sa më e lartë të jetë temperatura e kalitjes, aq më intensive ndodhin proceset e shpërbërjes së strukturave jo ekuilibër. Dekompozimi i martensitit ndodh në disa faza. Kur nxehet në 2000C, difuzioni i karbonit nga rrjeta e martensitit të mbingopur sapo fillon dhe karbidet ε- (FexC), disa shtresa atomike të trasha, të cilat nuk diferencohen nën një mikroskop optik, formohen përgjatë kufijve të kristaleve të martensitit. Shkalla e tetragonalitetit të rrjetës së martensitit dhe sforcimet e mbetura zvogëlohen. Kjo strukturë quhet martensit i kalitur.
Kur nxehet në 350 0 C, difuzioni i karbonit ndodh më intensivisht, ε - karabit bashkon karbonin që mungon dhe shndërrohet në çimentit (Fe3C). Në të njëjtën kohë, ndodh transformimi i austenitit të mbetur në martensit të kalitur dhe ai, si martensiti i shuar, dekompozohet në një përzierje ferrit-çimentit. Ngrohja në 450 0 C çon në sferoidizimin e çimentitit dhe përfundimin e difuzionit të karbonit të tepërt. Formohet një strukturë e përbërë nga ferriti dhe çimentiti i shpërndarë imët, i quajtur troostite kalitëse.
Fig. 13. Diagrami që tregon efektin e thellësisë së shuarjes në vetitë mekanike të çelikut të shuar dhe të kalitur.
Ngrohja mbi 4500C (deri në 6500C) çon në ndryshimin e morfologjisë së fazave. Kokrrat e ferritit dhe çimentitit bëhen më të trashë dhe ndodh sferoidizimi shtesë i përfshirjeve të karbitit. Forca lëvizëse e këtyre proceseve është një rënie në energjinë e lirë të sistemit për shkak të një rënie të energjisë sipërfaqësore; kjo strukturë quhet sorbitol kalitje.
Përzierjet ferrit-çimentit të një strukture kokrrizore, me të njëjtën fortësi, kanë vlera më të larta të forcës rrjedhëse, zgjatjes relative dhe koeficientit të forcës në goditje (Fig. 13.) sesa strukturat lamelare të marra pas ngurtësimit ose pjekjes. Forca e goditjes rritet me rritjen e temperaturës së kalitjes, por ekzistojnë dy intervale të temperaturës së kalitjes. Në të cilat forca e goditjes zvogëlohet dukshëm: 250-3500C dhe 550-6000C. Një rënie në koeficientin e forcës së goditjes në temperaturat e specifikuara të kalitjes quhet brishtësia e kalitjes së tipit të parë dhe të dytë (shih Fig. 14).
Fig. 14. Ndikimi i temperaturës së kalitjes dhe shpejtësisë së ftohjes në forcën e ndikimit të çeliqeve strukturorë (1-ftohje e shpejtë, 2-ftohje e ngadaltë).
Thyeshmëria e temperamentit të tipit I (e pakthyeshme) nuk eliminohet nga kalitja e përsëritur, kështu që kalitja duhet të shmanget në temperaturat në të cilat zhvillohet. Brishtësia e temperamentit të tipit I vërehet në të gjithë çeliqet strukturorë, pavarësisht nga shkalla e lidhjes.
Natyra e brishtësisë së temperamentit të tipit I nuk është mjaft e qartë. Arsyet e mundshme mund të jenë: humbja e komponentit viskoz të austenitit (A→Motn), prania e përfshirjeve të çimentitit në formë lamelare, zbërthimi i pabarabartë i martensitit.
Brishtësia e temperamentit të tipit II (e kthyeshme) vërehet në çeliqet e aliazhuar pas ftohjes së ngadaltë. Shkaktari i tij konsiderohet të jetë çlirimi i fazave të shpërndara të elementeve aliazh përgjatë kufijve të fazës α dhe difuzioni i fosforit në kufijtë e kokrrizave. Brishtësia e temperamentit të tipit II mund të parandalohet me ftohje të përshpejtuar në vaj ose ujë pas kalitjes. Një mënyrë alternative është mikroaliazhi me molibden ose tungsten, të cilët lidhin elementët aliazh, duke i penguar ato të lëshohen në formën e grimcave të brishta përgjatë kufijve të kokrrizave.
Praktika e trajtimit të nxehtësisë.
Temperatura e ngrohjes për forcim për shumicën e klasave të çelikut përcaktohet nga pozicioni i pikave kritike A1 dhe A3. Çeliqet hipoeutektoide karboni nxehen 30-50 0C mbi Ac3, një forcim i tillë quhet i plotë. Çeliqet e karbonit me përmbajtje karboni më shumë se 0.8% i nënshtrohen ngurtësimit jo të plotë, d.m.th. nxehet 30-50 0C mbi Ac1 (për më shumë detaje, shihni udhëzimet për punën laboratorike "Forcimi i çeliqeve"). Çeliqet hipereutektoide nuk mund të ngurtësohen nga një gjendje ekuilibri; ata kërkojnë trajtim paraprak termik: minimalisht, normalizim, në mënyrë që të eliminohet rrjeti më i madh i çimentitit sekondar, ose pjekja sferoidizuese, në mënyrë që të formohen karbide në formë kokrrizore.
Kohëzgjatja totale e ngrohjes për forcim është shuma e kohës së ngrohjes, e cila varet nga forma dhe madhësia e produkteve dhe koha e nevojshme për të përfunduar transformimet fazore. Për pjesët me forma komplekse dhe prerje të mëdha tërthore, për të parandaluar deformimin, rekomandohet ngrohja në shkallë. Ftohja me një shpejtësi më të madhe se ajo kritike sigurohet nga përdorimi i ftohësve specialë: ujë, vajra, tretësira ujore të kripërave, alkaleve.
Fortësia e çeliqeve - aftësia e çeliqeve për të rritur fortësinë si rezultat i ngurtësimit, varet kryesisht nga përmbajtja e karbonit të çelikut. Sa më shumë karbon në martensit, aq më e lartë është ngurtësia e tij.
Fortësia - aftësia e çelikut për të fituar strukturën e një shtrese të ngurtësuar në një thellësi të caktuar. Fortësia përcaktohet nga shkalla kritike e ftohjes. Sa më i ulët të jetë shkalla kritike e shuarjes, aq më e lartë është ngurtësimi i çelikut. Nëse shkalla aktuale e ftohjes në bërthamën e produktit është më e vogël se shkalla kritike e shuarjes, atëherë dekompozimi i difuzionit të austenitit në një përzierje ferrit-karbit të strukturës lamelare do të ndodhë në bërthamë dhe ngurtësimi nuk do të jetë i plotë. Thellësia e zonës së ngurtësuar merret si distanca nga sipërfaqja në thellësi deri në shtresën strukturore që përmban të paktën 50% martensit.
Metodat e forcimit të çeliqeve.
Gjatë forcimit të produkteve, ekziston rreziku i deformimeve dhe çarjeve si rezultat i streseve të brendshme. Madhësia e sforcimeve të shuarjes përcaktohet nga forma e produkteve dhe përmbajtja e karbonit në çelik. Sa më të mëdha të jenë ndryshimet në prerjet tërthore të një pjese, aq më të mëdha janë streset e brendshme që lindin në të gjatë ftohjes. Sa më e lartë të jetë përmbajtja e karbonit në çelik, aq më të mëdha janë ndryshimet vëllimore gjatë transformimit fazor dhe sa më i ulët të jetë diapazoni i temperaturës së transformimit martensitik, aq më me kujdes duhet të zgjidhen kushtet e ftohjes gjatë shuarjes.
Oriz. 15. Lakoret e ftohjes për metoda të ndryshme shuarjeje.
Forcimi në një ftohës (kurba V1) është metoda më e thjeshtë dhe më e përdorur e forcimit, por është e zbatueshme vetëm për produktet me formë të thjeshtë.
Forcimi i dyfishtë i mediave (kurba V2) zakonisht përdoret për veglat e bëra nga çeliqe me karbon të lartë. Ftohja e parë kryhet në ujë, dhe më pas pjesa transferohet në vaj dhe në rangun e transformimit martenzitik pjesa ftohet më ngadalë, gjë që ndihmon në uljen e streseve të brendshme.
Forcimi izotermik (kurba V3) përfshin zbërthimin izotermik të austenitit në një temperaturë pak mbi Mn. Në këtë rast, formohet një strukturë më e ulët e bainitit, e cila, me forcë të mjaftueshme, ka viskozitet të rritur.
Forcimi hap pas hapi (kurba V4) përfshin ftohjen dhe ekspozimin në një mjedis me një temperaturë pak mbi Mn. Në këtë kohë, pjesa fiton temperaturën e banjës shuarëse në të gjitha pikat e seksionit, d.m.th. gradienti i temperaturës në të gjithë seksionin kryq të produktit zvogëlohet. Kjo pasohet nga ftohja përfundimtare e ngadaltë, gjatë së cilës ndodh transformimi i austenitit në martensit. Kjo metodë e ngurtësimit redukton sforcimet e brendshme, rrit ngurtësimin dhe zvogëlon gjasat e deformimeve të forcimit.
Ngurtësimi në mjedise të nxehta (V5) përfshin ruajtjen e saktë të dimensioneve të produktit (për shembull, hapi i fillit), i cili arrihet duke i mbajtur produktet në një temperaturë nën Mn. Në këtë rast, austeniti stabilizohet pjesërisht dhe pas ftohjes përfundimtare sasia e tij rritet në krahasim me ftohjen e vazhdueshme.
Karakteristikat e trajtimit termik të çeliqeve të aliazhuar.
Grupet LE Ni - Mn, Co, C, N ulin pikat kritike Ac1 dhe Ac3.
Grupet LE Cr - Cr, W, V, Mo, Ti, Nb, Zr rrisin këto pika kritike.
Prandaj, për çeliqet e aliazhit, temperaturat e ngrohjes për trajtimin e nxehtësisë gjenden vetëm nga librat e referencës!
Ndikimi i LE në kinetikën e dekompozimit të austenitit.
Kinetika e dekompozimit të austenitit përcakton sjelljen e çelikut gjatë trajtimit termik. Elementet aliazh ngadalësojnë dekompozimin e difuzionit të austenitit dhe vonojnë transformimin pa difuzion.
Elementet që treten në ferrit ose çimentit dhe nuk formojnë karbide të veçanta, përveç Co, kanë vetëm efekt sasior në proceset e transformimit (Ni, Si, Cu, Al, Mn), d.m.th. zhvendosni kthesat në formë S në të djathtë përgjatë shkallës kohore. Për shkak të kësaj, shkalla kritike e forcimit zvogëlohet, streset termike ulen dhe forcimi i çeliqeve rritet. Zbërthimi i difuzionit të austenitit është veçanërisht i vonuar nga Mo, Cr dhe Mn. Elementet karbitformuese (përveç Mn) përveç efektit sasior, kanë edhe efekt cilësor. Ata ndajnë transformimet e perlitit dhe bainitit në shkallën T, duke ndryshuar pamjen e kthesave në formë S. Për shembull, në çeliqet inox me 14% Cr nuk ka fare transformim të ndërmjetëm (Fig. 16), dhe në çeliqet strukturore komplekse të aliazhuar 0.3% C me Cr, W ose Mo, Ni ose Mn nuk ka transformim pearlitik. Për çeliqet e veglave me aliazh të lartë 0,9% C që përmbajnë Cr, W dhe V, kthesat në formë S duken si në Fig. 17.
Fig. 16. Diagrami i transformimit izotermik të austenitit të superftohur për çeliqet rezistente ndaj korrozionit me krom të lartë.
Figura 17. Diagrami i transformimit izotermik të austenitit të superftohur për çeliqet e veglave me aliazh të lartë.
Elementet aliazh nuk ndikojnë në kinetikën e transformimit martensitik. Ndikimi i tyre ndikon në pozicionin e diapazonit të temperaturës së transformimit martensitik.
Si – nuk e ndryshon temperaturën e fillimit dhe të fundit të transformimit M.
Al dhe Co rrisin temperaturën në të cilën fillon transformimi martensitik dhe në këtë mënyrë ndihmojnë në uljen e sasisë së austenitit të mbajtur.
Të gjitha LE-të e tjera zhvendosin intervalin martensitik në rajonin e temperaturave negative dhe rrisin sasinë e austenitit të mbajtur.
Në praktikë, formula e mëposhtme e llogaritjes përdoret për të përcaktuar Mn:
Mn =560 –320(%C) – 50(%Mn)- 30(%Cr) –20(%Ni+Mo).
Për shembull, për çelikun Hatfield G13: Mn =560 –320-50*13=-4100C.
Prandaj, pas shuarjes, gjendja austenitike fiksohet. Ky austenit ka veti interesante - është i butë, por mund të përdoret për të shtypur gurët, sepse... Gjatë goditjes, formohet tendosja e martensitit.
Në varësi të pozicionit të intervalit martenzitik dhe kthesave në formë S për çeliqet e aliazhuar, tre variacione transformimesh janë të mundshme gjatë ftohjes në ajër pas ngrohjes për shuarje (Fig. 18.)
Oriz. 18. Diagramet e transformimit izotermik të austenitit të superftohur për çeliqet e aliazhuar dhe kthesat ftohëse në ajër të paraqitura mbi to.
Çeliqet e aliazhit në një gjendje të normalizuar ndahen në 3 klasa:
- Pearlitik (Fig. 18.c)
- Martensitik (Fig. 18.b)
- Austenitike (Fig. 18.a)
Duhet të theksohet se ky klasifikim është mjaft arbitrar dhe vlen për mostrat me përmasa të vogla.
VI. Moduli 6
Çeliqe speciale. materiale të përbëra. Materialet polimer
-- [ Faqe 2 ] --
maksimale. Një profil blloku në formën e një funksioni Cauchy, siç u përmend më lart, ka koeficientët Furier Ck e kz, kështu që Ck z 2 e kz, d.m.th. Ck zvogëlohet në mënyrë monotonike me rritjen e k.
Një formulë më e besueshme për profilin e bllokut është marrë nën supozimin se ky profil është një konvolucioni i funksionit Cauchy dhe një Gaussian me parametra të gjerësisë që nuk varen nga vektori i difraksionit, ose ndryshojnë si 1 cos mbi këndin 2. Në këtë rast , Ck do të jetë
– – –
gjerësitë integrale Cauchy dhe Gaussian të profileve fizike të rendeve të reflektimit "të parë" dhe "të dytë", respektivisht.
Bazuar në sa më sipër, arrijmë në sistemin e ekuacioneve
– – –
zgjerimi këndor i vijave në zgjerim përgjatë koordinatës y, 201, 2 02 - qendrat e gravitetit të linjave të rendit "të parë" dhe "të dytë" (më saktë, l-të) të reflektimit, d1 d 2 - raporti i distancave ndërplanare për rreshtat e rendit "të parë" dhe l "të dytë".
– – –
Nga të dhënat e paraqitura është e qartë se të dy sforcimet dhe 1 rriten me rritjen e kohëzgjatjes së aktivizimit, ndërsa madhësia mesatare e rajonit të shpërndarjes koherente zvogëlohet, duke treguar një çrregullim në rritje të strukturës -Cr.
Kështu, me rritjen e kohëzgjatjes së përpunimit mekanik të përzierjes krom-karbon, defekti i rrjetës kristalore –Cr rritet.
Në këtë rast, zgjerimi i plotë fizik i linjave të difraksionit rritet me një kënd prej 2 më shpejt se tan, gjë që përjashton mundësinë e analizës tradicionale të strukturës së imët kristalore. Në këtë drejtim, është aplikuar një teknikë e përmirësuar e analizës, e cila bën të mundur përcaktimin e dy dhe dy parametrave të deformimit, 1. Nëse mikrodeformimi i bllokut homogjen D,D vol zonës daton kontributin në zgjerimin proporcional me tg, atëherë
– – –
ku ao është periudha e rrjetës së -Fe, ao, a dhe c maten në angstromë, p është përqindja e peshës së karbonit në martenzit.
Në Fig. Figura 7 tregon spektrat e llogaritur të martensitit me një përmbajtje karboni nga 2.0 në 8.5% (at.) me parametra të zgjerimit të linjës: diametri i bllokut D = 100, mikrosforcimi i rrënjës mesatare = 1%. Këta parametra zgjerues përafërsisht korrespondojnë me ato të vëzhguara eksperimentalisht gjatë aktivizimit mekanik të një përzierjeje Cr-C (Tabela 16). Periudhat ao të rrjetës bcc të hekurit dhe kromit janë të afërta dhe janë përkatësisht 2,867 dhe 2,885. Kjo na lejon të shpresojmë që edhe në rastin e shpërbërjes së karbonit në rrjetën e kromit, formulat e Kurdyumov duhet të jenë afërsisht të sakta.
– – –
Meqenëse tretshmëria e karbonit në krom është e ulët edhe gjatë përpunimit mekanik të përzierjes së tyre, formimi i karabit mund të ndodhë vetëm në kufirin e fazës Cr-C, ndoshta për shkak të difuzionit të më shumë atomeve të karbonit të lëvizshëm, së pari drejtpërdrejt në krom dhe më pas në krom. përmes shtresës së karabit të formuar.
Siç dihet, gjatë aktivizimit mekanik formohet një "rrotull" i shpërndarë i përbërësve të alternuar të përzierjes. Në këtë rast, ekziston një kufi për bluarjen mekanike, d.m.th. duke rralluar shtresën "roll".
Në mënyrë tipike, trashësia maksimale e shtresës është 100-1000. Gjatësia e rrugës së difuzionit të karbonit mund të vlerësohet duke përdorur formulën x 2Dt, (27) difuzioni, t është koha mekanike ku D D exp(Q / RT) është koeficienti i ndikimit (kur ndodh ngrohje e konsiderueshme, përshpejtimi i difuzionit), Q është energjia e aktivizimit të difuzionit, R – konstante universale e gazit, Do – faktor paraeksponencial.
Për shkak të mungesës së të dhënave për difuzionin e karbonit në karbitet e kromit, vlerësimi është bërë vetëm për difuzionin e karbonit në krom (Do = 8,7 10-3 cm2/s, Q = 110 kJ/mol. Për një kohë trajtimi të 2000 s, gjatësia e rrugës së difuzionit x në varësi të temperaturës të paraqitur në tabelën 17.
Tabela 17. Gjatësia e rrugës së difuzionit të karbonit në krom
– – –
Rezultatet janë paraqitur në tabelë. 18. Supozohej se një deformim elastik makroskopikisht i papranueshëm prej 2-3% (i cili, kur shumëzohet me modulin e Young, tejkalon forcën e rendimentit) mund të ekzistojë në mikronivel, domethënë brenda disa distancave ndërplanare, dhe energjia e tillë domethënëse zhvendosjet statike të atomeve mund të vlerësohen në kuadrin e teorisë së elasticitetit.
Tabela 18. Varësia e sforcimit rrënjë-mesatar katror dhe dendësia e dislokimeve kaotike në -Cr nga kohëzgjatja e aktivizimit mekanik
– – –
ku G dhe E janë prerja dhe moduli Young, b është vektori Burgers, është një koeficient i rendit 1. Vlera G b 2 përfaqëson energjinë elastike për njësi gjatësi të dislokimit dhe, kur shumëzohet me D, jep energjinë për njësi vëllimi,
– – –
për difuzionin intragranular, difuzioni përgjatë tubave të dislokimit dhe kufijve të kokrrizave, përkatësisht.
Në D=1012 cm-2, d 4, kemi xD 0,001.
Nëse supozojmë se Q Q 2 dhe D o Do, mund të presim që kontributi i difuzionit përgjatë tubave të dislokimit të jetë i krahasueshëm me kontributin e difuzionit intragranular ose edhe të tejkalojë këtë të fundit. Një kontribut i ngjashëm me tubat e dislokimit jepet gjithashtu nga kufijtë e kokrrave me kënd të lartë, për të cilët Q" Q" .
Në kushtet e deformimit të rëndë plastik, kokrriza rafinohet dhe fraksioni i vëllimit të kufijve me kënd të lartë rritet. Nëse supozojmë se gjatësia e koherencës e matur me rreze X (diametri i vëllimit të shpërndarjes koherente, madhësia e nënkokrrizave) përkon me madhësinë e kokrrizave, atëherë në rastin tonë në L 100.4, kemi xD0.1. Kështu, në Q Q 2, kontributi i difuzionit përgjatë kufijve të kokrrizave mund të jetë dominues.
Kur temperatura ndryshon me kalimin e kohës, rruga e difuzionit të karbonit në krom (t-time):
– – –
ku D(t) është koeficienti i difuzionit i varur nga koha dhe temperatura.
Rruga totale e difuzionit (bluarje + DTA) L L1 L2, ku L1 është rruga gjatë bluarjes, L2 është rruga gjatë DTA.
Procesi i formimit të karabit mund të përshkruhet në mënyrë skematike si rritja e fjalëve të difuzionit nga karbidet në ndërfaqet Cr/C
– – –
Në ndërfaqen e fazës C/Cr, ndodh difuzioni reaksionar i karbonit në krom. Në këtë rast, siç tregohet në diagram, shtresat e karbiteve Cr1-xCx formohen midis Cr dhe C, me përmbajtjen (fraksioni atomik) x të karbonit në karabit që zvogëlohet ndërsa dikush lëviz nga C në Cr. Gjatë difuzionit në kushte ekuilibri, të gjithë karbidet e kromit të përfaqësuar në diagramin e fazës së ekuilibrit Cr–C do të marrin pjesë në proces.
Siç tregohet në punim, trashësia e shtresave karabit në sanduiç li rritet me kohën e bluarjes (t) sipas ligjit të difuzionit.
– – –
ku AiDixi, Di është koeficienti i difuzionit C në karbidin i-të, xi është gjerësia e rajonit të përqendrimit të ekzistencës së karabit i-të.
Shtresat më të trasha janë ato të karbiteve që mund të devijojnë më shumë nga stoikiometria dhe në të cilat karboni është më i lëvizshëm. Prandaj, fraksioni vëllimor i karbiteve të tilla do të jetë maksimal. Me shterjen e reagentëve fillestarë (Cr dhe C), ky mekanizëm i rritjes do të prishet dhe do të fillojë rishpërndarja e karbonit midis karbiteve.
Në fund të fundit, formohet një karabit, që korrespondon me përbërjen e ngarkesës. Në kazan, gjatë bluarjes deri në 43 minuta, realizohet ky rast. Gjatë difuzionit të reaksionit në kushte mulliri, shtresa e karabit Cr7C3 rritet më shpejt, megjithëse ngarkesa korrespondon me përbërjen e Cr3C2.
Në kushte reale bluarjeje, shtresat e Cr në një rrotull pllake kanë trashësi të ndryshme, kështu që shterimi i fjalëve të tilla, domethënë thithja e tyre nga karbitet që zvarriten nga të dy anët, nuk ndodh njëkohësisht.
Prandaj, pamja e dominimit të një prej karbiteve në këtë fazë të rritjes, për shembull Cr7C3, është disi e paqartë.
Për një përzierje Cr-C, ku vlerat e fortësisë së përbërësve ndryshojnë me 2 rend të madhësisë, kjo nuk korrespondon me supozimin e bërë. Megjithatë, duke pasur parasysh morfologjinë në formë rrotullimi të grimcave të grumbulluara, mund të supozohet se ligji eksponencial është gjithashtu i vlefshëm në këtë rast.
– – –
Nga tavolina 4 mund të shihet se periudha e inkubacionit të formimit të karbitit në kazanin e mullirit është rreth 30 minuta.
Ndoshta kjo periudhë është për shkak të zhvillimit jo vetëm të sipërfaqes ndërfaqesore, por edhe të sipërfaqes ndërkokrrizore në krom, e cila ndodh gjatë përpunimit të kokrrave.
Rrjeti i zhvilluar i kufijve të kokrrizave në Cr është një mënyrë e difuzionit të përshpejtuar të karbonit në temperatura të ulëta. Megjithatë, formimi i karabit, i studiuar në këtë punë si drejtpërdrejt gjatë bluarjes ashtu edhe gjatë pjekjes së shpejtë pasuese, përshkruhet në mënyrë të kënaqshme nga difuzioni i zakonshëm intragranular i karbonit në krom. Për shkak të mungesës së të dhënave për difuzionin e C në karbidet Cr, koeficienti C në -Cr u përdor në vend të koeficientit efektiv të difuzionit të karbonit në një sanduiç karabit.
Në parim, koeficientët e difuzionit C në karbitet Cr në ekuilibër mund të përcaktohen eksperimentalisht duke pjekur kontaktin makroskopik Cr/C në një temperaturë prej 800-1200C për 1-10 orë dhe më pas duke matur trashësinë e shtresave të ndërsjella të karbiteve të rritura në një seksion të hollë. nën një mikroskop.
– – –
kohëzgjatja tms, që ndodh në temperaturën 250C.
Vendosja e ekuilibrit pengohet nga një faktor kinetik - grimcat Cr ose shtresat Cr në rrotull që tejkalojnë gjatësinë e rrugës së difuzionit të karbonit në krom gjatë sintezës mekanike dhe pjekjes. Me një rritje të kohës së aktivizimit nga 0 në 30 minuta, rrotullimi bëhet më i hollë dhe proporcioni i reagentit fillestar - Cr, i cili ka kohë të reagojë me karbonin (ose oksigjenin) gjatë pjekjes së shpejtë të mëvonshme, rritet nga 30% në 100%.
– – –
298,15 -49,265 -51,002 -48,618 -50,475 -41,000 -41,474 -47,987 -50,230 -27,200 -25,153 300,00 -49,253 -51,012 -48,607 -50,486 -40,990 -41,477 -47,975 -50,244 -27,192 -25,141 350,00 -48,862 -51,338 -48,250 -50,828 -40,700 -41,582 -47,636 -50,648 -27,028 -24,813 400,00 -48,375 -51,724 -47,831 -51,225 -40,385 -41,729 -47,285 -51,102 -26,907 -24,505 450,00 -47,859 -52,176 -47,397 -51,677 -40,063 -41,917 -46,938 -51,601 -26,793 -24,211 500,00 -47,320 -52,684 -46,954 -52,176 -39,730 -42,141 -48,603 -52,137 -26,665 -23,931 550,00 -46,777 -53,247 -46,515 -52,719 -39,390 -42,399 -46,285 -52,706 -26,511 -23,665 600,00 -46,244 -53,859 -46,090 53,302 -39,047 -42,687 -45,985 -53,303 -26,322 -23,414 650,00 -45,734 -54,514 -45,686 -53,92 -38,705 -43,005 -45,704 -53,924 -26,097 -23,181 700,00 -45,258 -55,207 -45,311 -54,568 -38,367 -43,348 -45,440 -54,566 -25,834 -22,966 750,00 -44,826 -55,934 -44,968 -55,241 -38,036 -43,715 -45,192 -55,227 -25,531 -22,7 800,00 -44,447 -56,687 -44,664 -55,936 -37,716 -44,105 -44,959 -55,904 -25,191 -22,598 850,00 -44,129 -57,462 -44,402 -56,649 -37,411 -44,513 -44,739 -56,594 -24,815 -22,448 900,00 -43,878 -58,254 -44,186 -57,375 -37,123 -44,939 -44,530 -57,298 -24,406 -22,320 950,00 -43,701 -59,057 -44,109 -58,113 -36,855 -45,381 -44,331 -58,013 -23,966 -22,216 1000,00 -43,605 -59,869 -43,903 -58,858 36,612 -45,836 -44,139 -58,738 -23,498 -22,136 1050,00 -43,593 -60,682 -43,842 -59,608 -36,394 -46,303 -43,952 -59,472 -23,007 -22,080 1100,00 -43,671 -61,495 -43,837 -60,359 36,206 -46,779 -43,770 -60,216 -22,497 -22,048 1150,00 -43,842 -62,301 -43,890 -61,109 -36,049 -47,264 -43,590 -60,967 -21,971 -22,039 1200,00 -44,109 63,099 -44,002 -61,855 -35,927 -47,754 -43,410 -61,272 -21,434 -22,053 1250,00 -44,475 -63,883 -44,175 -62,596 -35,841 -48,249 -43,230 -62,494 -20,892 -22,090 1300,00 -44,942 -64,650 -44,408 -63,328 -35,794 -48,746 -43,049 -63,268 -20,348 -22,149
– – –
298,15 -35,757 -35,475 -2281.202 -2118.066 300,00 -35,748 -35,473 -2281.093 -2117.054 174.0769 136.4474 174.9262 145.2902 350,00 -35,513 -35,447 -2279.283 -2089.884 174.1245 130.174 174.7247 140.3712 400,00 -35,299 -35,452 -2277.645 -2062.936 174.1387 123.8933 174.5653 135.4737 450,00 -35,090 -35,483 -2275.784 -2036.209 174.0789 117.6156 174.3675 130.5989 500,00 -34,879 -35,538 -2273.798 -2009.695 173.965 111.3475 174.1486 125.74 550,00 -34,659 -35,615 -2271.764 -1983.383 173.81 105.0929 173.9197 120.9182 600,00 -34,427 -35,712 -2269.734 -1957.257 173.6235 98.854 173.6881 116.1101 650,00 -34,180 -35,829 -2267.743 -1931.298 173.4127 92.6316 173.4588 111.3212 700,00 -33,919 -35,966 -2265.821 -1905.
490 173.1831 86.4262 173.2352 106.5499 750,00 -33,641 -35,121 -2263.988 -1879.817 172.9393 80.2377 173.0197 101.7942 800,00 -33,348 -36,296 -2262.259 -1854.262 172.6847 74.0658 172.8141 97.0526 850,00 -33,039 -36,490 -2260.649 -1828.813 172.4227 67.9102 172.6198 92.3236 900,00 -32,714 -36,702 -2259.168 -1803.454 172.1557 61.77 172.4376 87.6056 950,00 -32,376 -36,933 -2257.824 -1778.174 171.886 55.6448 172.268 82.8974 1000,00 -32,025 -37,182 -2256.625 -1752.961 171.6153 49.5339 172.1113 78.1977 1050,00 -31,663 -37,448 -2255.577 -1727.804 171.3453 43.4365 171.9679 73.5056 1100,00 -31,290 -37,733 -2254.685 -1702.693 171.0774 37.3519 171.8376 68.8201 1150,00 -30,910 -38,034 -2253.954 -1677.620 170.8126 31.2794 171.7204 64.1401 1200,00 -30,524 -38,352 -2253.386 -1652.574 170.5518 25.2183 171.6161 59.465 1250,00 -30,134 -38,686 -2252.985 -1627.549 170.2957 19.168 171.5244 54.794 1300,00 -29,742 -39,036 -2252.752 -1602.537 170.0448 13.1279 171.4448 50.1263
– – –
300,00 198.925 156.3965 215.7579 179.7204 222.4309 176.0628 259.4955 217.8462 350,00 198.9581 149.3081 215.4825 173.7413 222.4358 168.3369 259.1198 210.9406 400,00 198.9592 142.2141 215.2666 167.7923 222.4045 160.6094 258.8116 204.0781 450,00 198.878 135.125 215.0058 161.8734 222.2836 152.8915 258.4517 197.2577 500,00 198.7341 128.0486 214.7168 155.9851 222.0952 145.1908 258.0612 190.4791 550,00 198.5409 120.989 214.4104 150.1266 221.8544 137.5116 257.6531 183.7405 600,00 198.3082 113.9489 214.094 144.2966 221.5721 129.8562 257.2365 177.0396 650,00 198.0436 106.9294 213.7729 138.493 221.2566 122.2258 256.8174 170.3734 700,00 197.7531 99.9314 213.4508 132.7145 220.9145 114.6208 256.4001 163.7396 750,00 197.4418 92.9549 213.1307 126.9587 220.5511 107.0409 255.988 157.1354 800,00 197.1139 85.9997 212.8149 121.2242 220.171 99.4859 255.5833 150.5584 850,00 196.7731 79.0655 212.5054 115.5093 219.778 91.955 255.1881 144.0065 900,00 196.4226 72.1516 212.2036 109.8125 219.3754 84.4476 254.8038 137.4776 950,00 196.0651 65.2573 211.9108 104.1321 218.9662 76.9627 254.4315 130.9697 1000,00 195.7034 58.382 211.6281 98.4668 218.553 69.4995 254.0723 124.481 1050,00 195.3395 51.525 211.3565 92.8155 218.1379 62.057 253.7269 118.0101 1100,00 194.9754 44.6851 211.0968 87.1769 217.7231 54.6344 253.3961 111.5552 1150,00 194.613 37.8619 210.8497 81.5497 217.3103 47.2305 253.0804 105.1149 1200,00 194.2538 31.0544 210.6159 75.933 216.9011 39.8446 252.7804 98.6881 1250,00 193.8991 24.2617 210.396 70.3259 216.4968 32.4755 252.4966 92.2736 1300,00 193.5501 17.4831 210.1906 64.7271 216.0986 25.1225 252.2293 85.87
– – –
298.15 300.00 269.6622 215.5249 366.8525 311.3063 350.00 269.6019 206.51 366.2139 302.1081 42634. 2 292.9885 450.00 269.2532 188.5191 364.9733 283.9476 500.00 268.9406 179.5648 364.2639 274.9826. 3 .5294 266.0898 600.00 268.1439 161.7613 362.7871 257.2643 650.00 267.6873 152.9144 362.04914 37 361.3264 239.7935 750.00 266.7061 135 .328 360.6255 231.1371 800.00 266.1963 126.5861 359.953 222.5267 850.00 265.6853716 0.00 265.1685 1 09.1966 358.7144 205.4245 950.00 264.66 100.5453 358.1563 196.9236 1000.00 2601.00 260.00. 1050.00 263.674 83.3207 357.1793 180.0032 1100.00 263.2033 74.7436 356. 7659 171.5762 1150.0032 1150.0036. 1666 1200,00 262.32 57.6505 356.0994 154.7719 1250.00 261.9119 49.1311 35 5.8496 146.3885 1300.00 261.528537540. 1-7) në intervalin e specifikuar të temperaturës janë termodinamikisht të mundshme, nga të cilat mund të konkludojmë se formimi i karbitit më të lartë të kromit Cr3C2 mund të vazhdojë përmes formimit të mesit. Cr7C3 dhe karabit më të ulët
– – –
3.5. Vlerësimi termodinamik i përbërjes së ekuilibrit të fazave Llogaritja teorike e përbërjeve ekuilibër të fazave në sistemin Cr–C–N–O në intervalin e temperaturës 300–900 K u krye duke përdorur programin ThermoDyn 3.5 (Tabela 20). Tregohet prania e Tabelës 20 në të gjithë intervalin e studiuar. Përbërja ekuilibër e llogaritur e fazave të sistemit fillestar Cr–8,67 g;
C–1,33 g; N2–0,176 l; O2–0,047 l në varësi të temperaturës
– – –
temperaturat (300–900K) prania e dy komponimeve të kromit - karabit Cr3C2 (97,7%) dhe oksidi Cr2O3 (2,12%), si dhe karboni i lirë C (0,18%).
Kjo nuk bie ndesh me të dhënat eksperimentale të dhëna në tabelë. 6.
Faktorët që lehtësojnë shfaqjen e reaksioneve termodinamikisht të mundshme me formimin e fazave të qëndrueshme janë: rritja e sipërfaqes së ndërfazës krom-karbon gjatë bluarjes, rritja e fraksioneve vëllimore të kufijve të kokrrizave, të cilat rrisin ndjeshëm difuzionin e karbonit në krom;
– – –
300-700 0,1 100 0 0 0,1 9,505 93,19 0 0 0,6333 6,21 0,06156 0,6 10,200 800 0,1 100 0 0 0,1 9,505 93,19 0 0 0,6332 6,21 0,06152 0,6 10,200 900 0,1 100 0 0 0,1 9,529 93,6 0 0 0,6032 5,9 0,05125 0,5 10,183 1000 0,1 99,9 0,00006 0,1 0,1001 9,612 94,95 0 0 0,4975 4,9 0,01506 0,15 10,125 1050 0,1 99,9 0,00007944 0,1 0,1001 9,647 95,51 0 0 0,4535 4,49 0 0 10,101 1100 0,1 99,9 0,00009522 0,1 0,1001 9,419 93,44 0,2443 2,42 0,4178 4,14 0 0 10,081 1150 0,1 99,7 0,0002797 0,3 0,1003 6,748 68,51 3,102 31,49 0 0 0 0 9,850 1200 0,1 99,7 0,0002799 0,3 0,1003 6,747 68,5 3,103 31,5 0 0 0 0 9,850 1300 0,1 99,7 0,00028 0,3 0,1003 6,747 68,5 3,103 31,5 0 0 0 0 9,850
– – –
300-700 0,1 100 0 0 0,1 9,255 89,86 0 0 0,95 9,22 0,09492 0,92 10,300 800 0,1 100 0 0 0,1 9,255 89,86 0 0 0,9499 9,22 0,09489 0,92 10,300 900 0,1 100 0 0 0,1 9,26 89,91 0 0 0,9444 9,18 0,09301 0,91 10,297 1000 0,1 99,9 0,00006 0,1 0,1001 9,362 91,6 0 0 0,814 7,95 0,04836 0,45 10,224 1100 0,1 99,9 0,0001225 0,1 0,1001 9,474 93,34 0 0 0,6727 6,66 0 0 10,147 1150 0,1 99,7 0,0003176 0,3 0,1003 6,649 67,15 3,023 30,53 0,2308 2,32 0 0 9,903 1200 0,1 99,6 0,0004197 0,4 0,1004 5,173 52,92 4,602 47,08 0 0 0 0 9,7 1300 0,1 99,6 0,0004199 0,4 0,1004 5,172 52,91 4,603 47,09 0 0 0 0 9,775
– – –
– – –
– – –
3.6. Mekanizmi i formimit të karabit gjatë aktivizimit mekanik
– – –
7 mikron në madhësi hollohet në një pllakë "rrokullisje" prej 200 nm, atëherë trashësia e saj zvogëlohet me 35 herë dhe, në përputhje me rrethanat, sipërfaqja e pllakës rritet me të njëjtën sasi, domethënë sipërfaqja e kontaktit me karbonin. Rrjedhimisht, shpejtësia e difuzionit të karbonit në krom rritet me 35 herë (Fig. 8-10).
Oriz. 8. Pamje mikroskopike elektronike të përzierjes Cr-C pas aktivizimit mekanik për 12 min 72 73 Fig. 9. Pamje mikroskopike elektronike të përzierjes Cr-C pas aktivizimit mekanik 27 min 75 Fig. Fig. 10. Imazhe mikroskopike elektronike të përzierjes Cr-C pas aktivizimit mekanik për 40 min. Evolucioni i "rrotullit" të shpërndarë konfirmohet nga imazhet elektronike të strukturës së grimcave të përzierjes Cr-C pas 12 minutash (Fig. 8), 27 min (Fig. 9) dhe 40 min (Fig. 10) përpunim mekanik në seksionet pluhur të marra në një mikroskop skanues LEO EVO-40.
Fotografitë e marra pas 12 minutash trajtimi mekanik (Fig. 8) përmbajnë grimca dhe shtresa kromi, deri në 100 µm të gjata dhe deri në 20 µm të trasha. Kjo do të thotë, pas 12 minutash bluarje, grimcat e kromit shtypen, me një tendencë që ato të marrin një formë të zgjatur lineare, e cila, më pas, me një rritje të kohëzgjatjes së përpunimit në 27 minuta, shumica e grimcave të kromit marrin . Kjo tregon rrafshimin e grimcave fillimisht të barazuara Cr në pllaka.
Imazhet elektronike të përzierjes Cr-C pas 27 minutash trajtimi mekanik (Fig. 9) përmbajnë grimca të një "roll" të shpërndarë të shtresave të alternuara të kromit dhe karbonit, me dimensione deri në 20 μm në gjatësi dhe deri në 10-14 μm në trashësi, ku ndërmjet shtresave të kromit, me rrallime në pjesë të ndryshme deri në 200 nm e më pak, paraqiten shtresa karboni, me rrallime në pjesë të ndryshme deri në 100 nm ose më pak. Është e qartë se kur përpunimi mekanik i përzierjes Cr-C vazhdon deri në 33 minuta, ndodh rrallimi i mëtejshëm i grimcave të kromit dhe shtresave të kromit në grimcat që përbëhen nga një "rrotull" i shpërndarë.
deri në gjatësinë e rrugës së difuzionit të karbonit në krom, e cila shoqërohet me një transformim difuzioni - formimi i karabit.
Trashësia minimale e mësipërme e shtresave Cr në "roll" (~ 200 nm) lidhet mirë me vlerën e gjatësisë së rrugës së difuzionit të C në Cr gjatë aktivizimit mekanik LMC = 171 nm pas 27 minutash bluarje (shih Tabelën 19). Pas 30 minutash trajtimi, grimcat më të mëdha të Cr janë 10 µm të trasha, kështu që pas përfundimit të DTA (~ 120 s ngrohje dhe ~ 7 µm rrugë difuzioni të karbonit në krom), i gjithë kromi shndërrohet në karbide. Në mënyrë të rreptë, thithja e difuzionit të pllakës Cr ndodh në të dy anët, në mënyrë që rrugët e difuzionit të treguara në Tabelën 19 mund të dyfishohen.
Pas bluarjes për 12 min, grimcat Cr kanë një madhësi prej ~ 2.7 µm (ende nuk ka strukturë të shtresuar), ndërsa pas 27 minutash MS, trashësia e shtresave të brendshme Cr në "rrotulla" arrin ~130 nm. Këto vlera lidhen mirë me ato të dhëna në tabelë. 19 vlera të rrugës së plotë të difuzionit të karbonit në krom.
Imazhet elektronike të përzierjes Cr–C pas 40 minutash trajtimi mekanik (Fig. 10) tregojnë grimca të përbëra nga një “rrotull” i shpërndarë dhe që kanë një strukturë shtresash më pak të theksuar dhe më të përhapur - të ashtuquajturën pamje të shkrirë, e cila është padyshim një manifestimi i ndërveprimit të kromit dhe karbonit me formimin e shtresave të trasha dhe të dukshme të karbiteve Cr3C2, Cr7C3, Cr23C6 në ndërfaqet Cr/C, pasi fazat me përmbajtje më të lartë karboni duken më të errëta.
Në këtë rast, grimcat e konglomeruara të karbiteve të Cr, të përbëra nga një "rrotull" i shpërndarë, kanë kryesisht një gjatësi në intervalin 0,5-5,0 μm (ndonjëherë deri në 10 μm), që është afërsisht 2 herë më e vogël se madhësia pas 27. minutat e trajtimit mekanik (shih Fig. Fig. 9).
Gjatë procesit të përpunimit që zgjat deri në 43 minuta, jo të gjitha grimcat e kromit dhe shtresat Cr në grimcat "rrokullisje" hollohen në gjatësinë "mulli".
rruga e difuzionit të karbonit në krom me transformimin e mëvonshëm të difuzionit - formimin e karbitit. Ndërveprimi i plotë i përbërësve të përzierjes Cr-C me formimin e karbitit më të lartë Cr3C2, përbërja e të cilit korrespondon me proporcionin e përzierjes, nuk ndodh gjatë përpunimit mekanik; ndodh vetëm një transformim i pjesshëm. Pas 43 minutash bluarje, përqindja totale e karbiteve arrin ~ 60 wt.% (Tabela 3).
Temperatura në të cilën karbitet dytësore fillojnë të formohen gjatë DTA (Fig. 2), në varësi të kohës së bluarjes, fillimisht bie (në tMC = 30 min) dhe më pas rritet. Kjo ndodh sepse rrallimi i "rrotullit" me kohën e bluarjes redukton temperaturën e transformimit të difuzionit, ndërsa një rritje në përmbajtjen e çakëllit në formën e karbiteve parësore të formuara në vend në kazan pengon transportin e difuzionit.
Përpunimi mekanik nuk duhet të kryhet në fazën e përpunimit ekstrem të kokrrizave (~10 nm), pasi kjo rrit formimin e karbitit në kazan në një temperaturë relativisht të ulët (~ 250 oC) për shkak të difuzionit të kufirit të kokrrizave me energji të ulët aktivizimi.
Efektet termike ekzotermike të rëndësishme gjatë DTA (~ 10 kJ/mol) mund të shoqërohen vetëm me formimin e karbiteve dytësore (Tabela 6).
Bluarja afatgjatë e kontrollit të kromit të pastër e ndjekur nga kalorimetria e skanimit diferencial (DSC) tregoi se vetëm energji shumë e parëndësishme (1 kJ/mol) mund të ruhet në defektet në rrjetën e tij të krijuar gjatë sintezës mekanike.
Në mënyrë të ngjashme, bloza amorfe nuk është në gjendje të grumbullojë sasi të mëdha energjie gjatë bluarjes, në ndryshim nga grafiti, i cili mund të grimcohet nga aktivizimi mekanik në një sipërfaqe specifike grimcash prej ~ 500 m2/g dhe një energji e ruajtur në të prej ~ 30 kJ/ mol. Në rastin e një përzierjeje krom-karbon të zi, vetëm sipërfaqja specifike u mat me adsorbimin e gazit, duke u luhatur në intervalin 1-10 m2/g në varësi të kohës së bluarjes (për shkak të proceseve konkurruese të plasaritjes dhe saldimit të grimcave të pluhurit , lëshimi i blozës dhe vulosja e re në "rolla"). ").
3.7. Ndryshimet në karakteristikat e përzierjes gjatë aktivizimit mekanik dhe pas trajtimit termik me shpejtësi të lartë Rezultatet e ndikimit të kohëzgjatjes së aktivizimit mekanik të përzierjes Cr-C (Cr:C= 86.7:13.3) nga 0 deri në 43 min në sipërfaqja specifike, diametri i grimcave dhe energjia e sipërfaqes së hapur të përzierjes pas trajtimit mekanik janë paraqitur në tabelë 26.
Tabela 26. Karakteristikat e blozës fillestare dhe pluhurave të kromit dhe ngarkimit Cr-C pas aktivizimit mekanik dhe trajtimit të nxehtësisë me shpejtësi të lartë në 1000°C
– – –
Varësia D në Tabelën 26 është marrë duke rillogaritur Ssp D, dhe dendësia mesatare e përzierjes është përdorur në rillogaritjen.
Varësia U në tabelën 26 është rezultat i rillogaritjes së diametrit të grimcave D në energjinë molare të sipërfaqes së hapur (të lirë) U=Hs d/D, ku Hs është nxehtësia e sublimimit, d është diametri i atomit.
Pluhurat fillestare të kromit dhe karbonit të zi kanë një sipërfaqe specifike Ssp prej 0,14 dhe 8,40 m2/g, përkatësisht, me diametrat e grimcave D të rillogaritura përkatësisht - 5960 dhe 315 nm, dhe energjinë e sipërfaqes së hapur U - 0,017 dhe 0,32 kJ/mol.
Për përzierjen fillestare të paaktivizuar Cr-C, këto vlera janë Ssp – 1,25 m2/g, D – 800 nm, U – 0,12 kJ/mol.
Meqenëse për kromin Hs=397 kJ/mol dhe d=2,5, dhe për grafitin Hs=712 kJ/mol dhe d=1,42 (gjatësia e lidhjes për hibridizimin sp2), produkti Hsd për kromin dhe karbonin është pothuajse i njëjtë. Nga varësia U (Tabela 26) është e qartë se energjia e ruajtur në sipërfaqen e lirë është shumë e vogël në shkallën e nxehtësisë së formimit të karabit.
Sipërfaqja specifike për një përzierje të disa komponentëve me fraksione të peshës Pi Pi 1, dendësi i dhe diametra të grimcave sferike Di i është e barabartë me
– – –
i përbërë nga fjalë të alternuara Cr dhe C. Nëse supozojmë se përbërja e këtyre grimcave nuk ndryshon nga përbërja e përzierjes, apo ngarkesa origjinale, atëherë dendësia e këtyre grimcave është 3 = 5,58 g/cm3.
Nga këtu, për një përzierje me 3 përbërës, marrim
– – –
diametrat e grimcave të kromit të lirë dhe karbonit (Ssp – në m2/g, Di – në µm).
Grafiti në mullinj mund të grimcohet në një sipërfaqe specifike prej ~ 500 m2/g, e cila korrespondon me një diametër grimcash prej 35-40 dhe një energji rezervë të sipërfaqes së lirë prej ~30 kJ/mol. Në këtë drejtim, grafiti përdoret si objekt provë në përcaktimin eksperimental të intensitetit të energjisë së mullinjve. Në fakt, forma e grimcave të grafitit është larg nga sferike për shkak të pranisë së planit më të lehtë të ndarjes (001). Në rastin tonë, arritja e kufirit të bluarjes së blozës, domethënë sipërfaqja specifike prej ~ 500 m2/g, pengohet nga "kapsulimi" i karbonit në grimcat e grumbulluara me shtresa. Megjithatë, me sa duket, para kohës së bluarjes prej 21 minutash, sipërfaqja specifike e përzierjes kryesisht rritet për shkak të bluarjes së grimcave të lira të karbonit, d.m.th. duke reduktuar D2, pasi bloza (grafiti amorf) është përbërësi më i butë dhe më lehtësisht i deformueshëm i përzierjes. Mund të supozohet se madhësia e grimcave të kromit të lirë D1 zvogëlohet me kohën e bluarjes, megjithëse jo aq shpejt sa D2.
Pjesa e peshës së grimcave të grumbulluara x rritet me kohën e bluarjes, duke iu afruar 1. Sa i përket diametrit të grimcave të konglomeratit D3, varësia e tij nga koha e bluarjes është komplekse. Siç u tregua nga Maurice dhe Courtney bazuar në shqyrtimin e një modeli teorik të shkrirjes mekanike të dy komponentëve plastikë, madhësia e grimcave të shtresuara të formuara prej tyre ndryshon me kohën e bluarjes si një periudhë e një sinusoidi. Kjo ndodh për faktin se madhësia mesatare e grimcave formohet në bazë të ekuilibrit dinamik të dy proceseve që shkojnë në drejtime të kundërta - plasaritjes së këtyre grimcave dhe saldimit të ri të fragmenteve të tyre, ndërsa prirjet për të dyja ndryshojnë me ngurtësimin. Plasaritja do të shoqërohet me lëshimin e grimcave të vogla të grafitit të vendosura në shtresën ndërmjet shtresave të kromit. Kjo ndoshta shpjegon pjesërisht varësinë jo monotonike të sipërfaqes specifike. Një arsye tjetër për jomonotonicitetin mund të jetë për faktin se të dhënat në Ssp nuk i referohen një kampioni, por disave, secila prej të cilave u aktivizua përsëri dhe në mënyrë diskrete.
Për shembull, bluarja për 36 minuta nuk ishte një shtesë prej tre minutash në një bluarje prej 33 minutash, por u krye përsëri. Shumë procese në mulli (përfshirë ngjitjen e pluhurit në muret e daulles dhe heqjen e tyre të mëvonshme "orteku") janë të rastësishme dhe të papërsëritshme herë pas here.
Meqenëse, sipas të dhënave të mikroskopit elektronik, edhe trashësia e një pllake kromi në një strukturë me shtresa nuk zvogëlohet më pak se ~ 200 nm, mund të konkludojmë se sipërfaqja specifike nuk formohet kryesisht nga grimcat e shtresuara, por nga karboni i vogël i lirë i pranishëm. në përzierje.
Meqenëse sipërfaqja specifike e grafitit të grimcuar mund të jetë shumë e madhe, edhe luhatjet e vogla në përmbajtjen e tij në përzierje do të çojnë në luhatje të mëdha në sipërfaqen mesatare specifike të sipërfaqes.
Kërcimet në sipërfaqen specifike të përzierjes Cr-C gjatë aktivizimit mekanik mund të shoqërohen me shkatërrimin periodik të grimcave të shtresuara dhe lëshimin e blozës së mbyllur në to.
Analiza krahasuese e të dhënave XRF dhe çlirimi i nxehtësisë së ngarkesave Cr-C pas aktivizimit mekanik dhe trajtimit të nxehtësisë me shpejtësi të lartë në interval
– – –
Nxehtësia e formimit të karbitit të kromit Cr3C2 është –0,50 kJ/g (–90 kJ për mol që peshon 180 g). Duhet të theksohet se vlerësimi i efekteve termike është kryer duke përdorur një metodë gjysmë sasiore. Prandaj, të dhënat në tabelën 1 nuk pasqyrojnë saktë sasitë absolute të çlirimit të nxehtësisë, por përcjellin tendencën e tyre.
Sasia e karbitit të kromit Cr3C2 në sistemin Cr-C pas aktivizimit mekanik dhe ngrohjes deri në 1000°C, në varësi të kohëzgjatjes së aktivizimit, duke filluar nga një kohëzgjatje bluarjeje 27-30 minuta, arrin në ~ 80%. Kjo është për shkak të fërkimit të hekurit nga media bluarëse dhe muret e daulleve pasi fillon formimi i karbiteve të forta. Në të njëjtën kohë, sipas analizës kimike të fluoreshencës me rreze X, bluarja e hekurit ndodh si një ortek në ~30 minuta bluarje, duke arritur proporcionin atomik Fe:Cr1:10, i cili rritet pak me një rritje të mëtejshme të kohës së bluarjes.
Kjo ka të ngjarë për shkak të formimit të një shtrese mbrojtëse që përmban karabit në topat dhe muret e daulleve. Kjo sasi hekuri mbulon humbjen e 5-7% të kromit në oksid kromi Cr2O3. Si rezultat, përbërja e ngarkesës devijon nga origjinali Me3C2, ku Me=(Cr,Fe), drejt Me3+xC2, kështu që së bashku me karabitin Me3C2, është i pranishëm deri në 20% Me7C3, ose Me4.67C2. , pra x 0.33.
3.8. Eksperimentet e kërkimit mbi ngjeshjen SHS
Mostrat (Cr-Ti-C) janë marrë duke përdorur teknologjinë e ngjeshjes së forcës SHS, e cila bazohet në zbatimin sekuencial të procesit SHS dhe shtypjen e produkteve të sintezës së nxehtë. Pluhurat e titanit, kromit dhe blozës janë përdorur si përbërës fillestarë të ngarkesës SHS, karakteristikat e të cilave janë paraqitur në tabelë. 28.
Tabela 28. Karakteristikat e pluhurave të përdorura
– – –
Përpara përzierjes, pluhurat origjinale janë tharë në temperaturën 90C për 6 orë.Të gjithë përbërësit janë futur në përzierjen origjinale në raportet e treguara në tabelë. 29, 30. Ngarkesa u përgatit në një mulli planetar LAIR 0.015. Presioni i briketave mbushëse u krye në një kallëp cilindrik me diametër 48 mm. Presioni i presionit ishte 10 MPa. Dendësia relative e briketave ishte në intervalin 55-60%.
Sinteza u krye në një kallëp reaksioni duke përdorur një shtypës hidraulike DA-1532B. Një fraksion i tharë i rërës së lumit prej 0.2-0.8 mm u përdor si një medium transmetues presioni.
Procesi i djegies filloi duke kaluar një rrymë elektrike përmes një "spiralje" në formë U me tela tungsteni me një diametër prej 0,4 mm. Momenti i përfundimit të përhapjes së valës së djegies u përcaktua duke përdorur një fotodiodë të instaluar në kallëpin e reaksionit në anën e kundërt të "spiralës" iniciuese.
Për të transmetuar rrezatimin nga kampioni në fotodiodë, u përdor një udhëzues drite në formën e një pllake xhami drejtkëndore, e vendosur në një shtresë rëre midis mostrës dhe murit të kallëpit me vrimën e fotodiodës. Pas përfundimit të djegies, në produktet e sintezës së nxehtë u aplikua një presion prej 20 MPa me një vonesë prej 1 sekonde. Koha e mbajtjes nën presion ishte 10 sekonda. Në fund të procesit të ngjeshjes së fuqisë SHS, kallëpi u shkarkua. Ftohja e produkteve të sintezës në temperaturën e dhomës u krye në një shtrat rëre.
Duke përdorur metodën e ngjeshjes SHS, ne testuam prodhimin e objektivave për spërkatjen me magnetron të veshjeve mbrojtëse duke përdorur përzierje, % ndaj peshës: Cr: Ti: C = 50: 34: 16 (akt = 24 min); Cr: Ti: C = 65 : 20: 15; (akt = 24, 27, 30 min.), i cili ishte një zbatim praktik i studimeve të përshkruara më sipër mbi aktivizimin mekanik të një përzierjeje të dyfishtë.
Përbërjet fazore të përzierjeve të mësipërme pas aktivizimit mekanik janë dhënë në tabelë. 29, 30.
Tabela 29. Përbërja fazore e ngarkesës së aktivizuar mekanikisht
– – –
24,800:40 67,0 0 17,5 0 15,5 27,600:30 64,2 0 13,6 9,3 12,9 30,600:30 52,9 12,4 11,1 12,4 përbërja është dhënë në tabelën 31) është marrë vetëm nga një përzierje e Cr:Ti:C = 50: 34: 16 pas aktit = 24 min dhe raporti w: m = 800: 40. Kjo mund të shpjegohet me faktin se vetëm në këtë rast, gjatë aktivizimit mekanik, karabitet. Cr3C2, Cr7C3, Cr23C6 dhe karabit TiC nuk formohen.
– – –
50.2 29.2 18.8 1.8 Gjatë ngjeshjes SHS, temperatura e ndezjes së një produkti nga përzierja e specifikuar Cr-Ti-C është e mjaftueshme për difuzionin e karbonit në krom dhe titan, dhe azotit në titan me formimin e karbitit më të lartë të kromit Cr3C2 karbonitride, TiN0 .7C0.3 dhe karabit titan TiC. Në mungesë të karbiteve të kromit dhe titanit, nuk kërkohen kosto shtesë të energjisë për ngjeshjen SHS të një produkti të bërë nga një përzierje Cr-Ti-C. Në këtë rast, lëshimi i nxehtësisë për shkak të reaksioneve ekzotermike të formimit të përbërjes përfundimtare - karabit më i lartë i kromit Cr3C2 dhe karabit titani TiC është i mjaftueshëm për të përhapur ndërveprimin e përbërësve të përzierjes Cr-Ti-C në të gjithë vëllimin e objektivit. pjesa e punës.
Rezultati praktik i punës është aplikimi i karbitit më të lartë të kromit Cr3C2 me metodën e shkëndijës elektrike, duke përdorur aktivizimin paraprak mekanik të një përzierjeje pluhurash kromi me karbon dhe trajtimi pasues në temperaturë të lartë, në sipërfaqen e brendshme të tubit të kullimit të llakut. pajisje për derdhjen e një shkrirjeje agresive me një temperaturë prej 1650 ° C për të rritur rezistencën ndaj konsumit dhe nxehtësisë së tubave të shtresës sipërfaqësore.
Jeta e shërbimit të një tubi me një shtresë karbidi kromi Cr3C2 me përbërje stoikiometrike të aplikuar në sipërfaqen e brendshme rritet me ~30% (Certifikata e bashkangjitur).
– – –
1. Është sqaruar mekanizmi i formimit të karabit në sistemin krom-karbon, si gjatë aktivizimit mekanik ashtu edhe pas aktivizimit mekanik paraprak, gjatë sintezës së mëvonshme në temperaturë të lartë.
2. Përdorimi i difraktometrisë me rreze X dhe mikroskopi elektronik skanues dhe matja e sipërfaqes specifike të pluhurave duke përdorur metodën BET, produktet e përpunimit mekanik kimik në një mulli planetar topi me energji të lartë të përzierjeve të pluhurave të karbonit dhe kromit në kohëzgjatje dhe raporte të ndryshme të masës së u studiuan përzierja dhe trupat e bluarjes. Me rritjen e kohëzgjatjes së bluarjes, sipërfaqja specifike rritet nga ~ 1 në 10 m2/g, me sa duket për shkak të kontributit vendimtar të blozës, e cila mbyllet periodikisht në "kapsula" pluhuri metalik dhe lirohet prej tyre gjatë bluarjes dhe formimit të karabit.
3. Duke përdorur mikrografë raster të seksioneve (seksioneve) të pluhurit deri në 30 minuta bluarje, u zbuluan grimca të zgjatura kromi të rrethuara nga bloza. Formimi i një strukture laminare, ose "rrokullisje", nuk ndodh për shkak të ndryshimit të madh në fortësinë e përbërësve origjinalë.
Grimcat e kromit u shtypën me rritjen e kohëzgjatjes së bluarjes, pasi jo të gjitha përplasjet e topave përfshinin blozën që vepronte si amortizues.
4. Formimi i karabit fillon 30 minuta pas fillimit të bluarjes në raportin e topave me përzierjen fillestare të karbonit dhe kromit 20:1 ndaj peshës, dhe pas 33 minutash, karabitet Cr23C6, Cr7C3 dhe Cr3C2 gjenden në produkte, me dominimi i karbitit të ndërmjetëm Cr7C3.
Periudha e inkubacionit të transformimit prej 30 minutash dhe prania e të gjitha karbiteve diagramatike përshtaten mirë në kuadrin e modelit të formimit të karabit sipas mekanizmit të difuzionit të reaksionit, kur më shumë karbon i lëvizshëm shpërndahet në krom përmes një shumështresore (në këtë rast me 3 shtresa ) sanduiç me karabit të ndryshëm, me përmbajtje Cr në rritje gradualisht, dhe trashësia e të gjitha shtresave të sanduiçit rritet me kalimin e kohës. Pas 30 minutash bluarje, disa grimca Cr bëhen më të holla në 300 nm, që përkon me rrugën e difuzionit të C në Cr. Formimi mbizotërues i karabit të ndërmjetëm Cr7C3 në fazat e hershme të procesit të lidhjes mekanike, kur reagentët fillestarë - kromi dhe bloza janë larg nga të qenit të shterur, ndoshta është për shkak të lëvizshmërisë më të lartë të difuzionit të karbonit në këtë karabit.
5. Nëse kohëzgjatja e bluarjes është më shumë se 33 minuta. (pas reaksionit të karbonit me kromin me ~40%), mikrografët zbuluan strukturën e njohur të "rrotave", të përbërë nga shtresa të alternuara të grimcave të bardha të kromit dhe më gri (në varësi të përmbajtjes së karbonit në to) lloje të ndryshme karbitesh poshtë. deri te shtresat e zeza të blozës së mbetur. Trashësia e shtresave të përbërësve të ndryshëm në "roll" është 100-300 nm.
6. Lëshimi maksimal i nxehtësisë i lidhur me formimin e karbitit gjatë ngrohjes me shpejtësi të lartë (~ 200 K/min) në 10000C u regjistrua pas 30 minutash bluarje, kur u arrit bluarja dhe përzierja më e madhe e përbërësve fillestarë të përzierjes (ndërfaqja maksimale sipërfaqja dhe hollimi i shtresave). Përzierjet me një kohë më të shkurtër bluarjeje () nuk kishin kohë të reagonin plotësisht gjatë ngrohjes së shpejtë për shkak të shtigjeve të mëdha të difuzionit. Në 30 min filloi procesi i formimit të karabit.
7. Është treguar se gjatë bluarjes së kromit të pastër, energjia maksimale e ruajtur në defektet e rrjetës është ~0.02 kJ/g ose 1 kJ/mol, që është tipike për metalet. Në grafit, me sipërfaqe specifike 500 m2/g, ruhet deri në 30 kJ/mol. Kur bluarni përzierjet e kromit dhe grafitit, energji e madhe mund të çlirohet vetëm në procesin e ndërveprimit kimik të kromit me karbonin me formimin e karbiteve të kromit.
8. Për të shmangur fërkimin e hekurit për shkak të konsumimit të topave dhe rreshtimit dhe kontaminimit të karabit të kromit me karbide hekuri (Fe3C2 dhe Fe7C3), është e nevojshme që të dy topat dhe rreshtimi të bëhen nga kromi dhe të shmanget kontaminimi i fundit. produkt me oksigjen, përzierja fillestare duhet të bluhet në një mjedis argon. Kjo do të sigurojë prodhimin e karbitit më të lartë të kromit me përbërje stoikiometrike.
9. Rezultati praktik i punës është se kohëzgjatja e sintezës së karbitit më të lartë të kromit zvogëlohet ndjeshëm, temperatura e fillimit të formimit të karabit zvogëlohet, instrumentimi i procesit është thjeshtuar dhe karabidi që rezulton, afër Përbërja stoikiometrike, siguron veti më të mira të lidhjeve të forta të bazuara në të, në veçanti - rritje të forcës, rezistencës gërryese dhe korrozionit.
– – –
1. Hansen M. dhe Anderko K. Struktura e lidhjeve binare. Metalurgizdat, 1962, 627 f.
2. Geld P.V. dhe Esin O.A. Proceset e uljes së temperaturës së lartë.
Metalurgizdat, 1957, 646 f.
3. Esin O.A. dhe Geld P.V. Kimia fizike e proceseve pirometalurgjike. Metalurgizdat, 1962, 671 f.
4. Grigorieva V.V. dhe Klimenko V.N. Vetitë e karbiteve të kromit dhe lidhjeve metal-qeramike të bazuara në to. Hulumtimi mbi lidhjet rezistente ndaj nxehtësisë, Vëllimi IV. Ed. Akademia e Shkencave e BRSS, M., 1959, f. 79-82.
5. Elyutin V.P. dhe të tjera.Prodhimi i ferroaliazheve. Metalurgizdat, 1957, 350 f.
6. Smith W.H. Trans. AIME, 1957, v. 209, f. 47-49.
7. Bolgar A.S., Turchanin A.G., Fesenko V.V. Vetitë termodinamike të karbiteve. Kiev: Nauk. Dumka, 1973, 271 f.
8. Kubashevsky O., Alcock K.B. Termokimia Metalurgjike: Përkth. nga anglishtja
M.: Metalurgji, 1982, 392 f.
9. Alekseev V.I., Shvartsman L.A. Termodinamika e disa karbiteve të metaleve të tranzicionit të thjeshtë dhe të përzier // Probleme të shkencës së metaleve dhe fizikës së metaleve. M.: Metalurgji, 1964. Çështje. 8, f. 281-304.
10. Maluchi H., Sano N., Matsushita Y. Energjia e lirë standarde e formimit të Cr3C2 me metodën e forcës elektromotore // Met. Trans.1971.V.2. F. 1503-1506.
11. Berkane R., Gachon J.C., Charles J., Hortz J. Një studim termodinamik i sistemit krom-karbon // CALPHAD. 1987. V.11.Nr.2.P. 152 - 159.
12.Kaufman L., Nesor H. Diagramet e fazave të çiftuara dhe të dhënat termokimike për sistemet binare të metaleve në tranzicion IV // CALPHAD. 1978. Nr. 2. F. 295 - 318.
13.Shatynski Stephen R. Termokimia e karbiteve të metaleve kalimtare // Oksidimi i metaleve. Prill 1979.V.3. Nr. 2. F. 105 - 118.
14. Celtters R.G., Belton G.R. Karakteristikat termodinamike të temperaturës së lartë të karbiteve të kromit Cr7C3 dhe Cr3C2 të përcaktuara duke përdorur një teknikë të qelizave galvanike // Met. Trans. B.1985.V.15.Nr.1 - 4.P. 517 - 521.
15. Heusler O. Z. Anorg. Chem., 1926, B. 154, S. 353-373.
16. Samsonov G.V., Umansky Ya.S. Përbërjet e ngurta të metaleve zjarrduruese. Metalurgizdat, 1957, 388 f.
17. Kieffer R., Schwarzkopf P. Lidhjet e forta. Metalurgizdat, 1957, 664 f.
18. Ito, Furukawa denko jiho, 1956, nr 13, f. 15-20, (RZhM, 1958, Nr. 5, ref.
19. Cech B., Hutnicke Listy, 1958, v. 13, nr 2, f.113-123.
20. Cech B., Hutnicke Listy, 1958, v. 13, nr.10, f.955-960.
21. Kosolapova T.Ya., Samsonov G.V. ZHPH, 1959, vëll XXXII, nr 1, f.55-60.
22. Kosolapova T.Ya., Samsonov G.V. ZHPH, 1959, vëll XXXII, nr 7, fq 1505-1509.
23. Samsonov G.V., Kosolapova T.Ya. Metalurgjia e pluhurit në inxhinierinë mekanike dhe prodhimin e instrumenteve. Kiev. Ed. NTO Mashprom, 1961, f.28-35.
24. Kosolapova T.Ya., Samsonov G.V. ZHPH, 1960, vëll XXXII, nr 8, fq 1704-1708.
25. Kosolapova T.Ya., Samsonov G.V. DAN BRSS, 1959, nr 3, f. 298-300.
26. Samarin A.M., Vertman A.A. Punimet e Institutit të Metalurgjisë me emrin.
A.A. Baykova, Shtëpia Botuese e Akademisë së Shkencave të BRSS, 1957, botim. 1, fq. 60-66.
27. Vertman A.A., Samarin A.M. Punimet e takimit mbi përdorimin e vakumit në metalurgji, 1958, f. 132-146.
28. Esin O.A. dhe Geld P.V. ZHPH, 1958, vëll XXXI, numri 9, f. 1285-1293.
29. Kelley K. K. a. o. Letër teknike, 1944, nr 662, f. 6-43.
30. Friederich E., Sittig L. Z. anorg. Chem., 1925, B. 144, S. 169-189.
31. Ruff O., Foehr T. Z. anorg. Chem., 1918, B. 104, S. 27-46.
32. Kraiczek B., Sauerwald F. Z. anorg. Chem., 1930, B. 185, S. 193-216.
33. Friemann E., Sauerwald F. Z. anorg. Chem., 1932, B. 203, S. 64-70.
34. Campbell I.E.a. o. Trans. Elektrokimik. Soc., 1949, v. 96, nr.5, f. 318-333.
35. Owen B., Webber R. Trans. AIME, 1948, v. 175, f. 693-698.
36. Arkharov V.I., Konev V.N. Buletini i Inxhinierisë Mekanike, 1955, vëll 11, faqe 55-57.
37. Konev V.N. Kërkime mbi lidhjet rezistente ndaj nxehtësisë, 1958, vëll 3, f. 415-419.
38. Arnold J.O., Lexo A.A.J. Iron Steel Inst., 1911, v. LXXXIII, f. 249-260.
39. Grafts W., Lamont J. Trans. AIME, 1949, v. 180, f. 471-512.
40. Wever F., Koch W. Arch. Eisenhttenwes., 1950, B. 21, Nr. 5-6, S. 143-152.
41. Brown J., Clark D. Nature, 1951, v. 167, nr 4253, f. 728.
42. Fedorchenko I.M., Maj V.K. Metalurgjia e pluhurit, 1961, nr 2, f.
43. Ogden H. R. a. o. Trans. Metalurgu. Soc. AIME, 1963, v. 227, f.1458-1460.
44. Grigorieva V.V. etj Teknologjia e prodhimit dhe fushat e aplikimit të lidhjeve të karbitit të kromit. CITEIN, 1960, Nr M – 60 – 207/3, 26 f.
45. Përmbledhje e lajmeve. Çfarë është përpara në derdhjet e aliazheve. Materialet dhe Metodat, 1953, v. 38, nr. 1, f. 166-170.
46. Grigorieva V.V., Klimenko V.M. Lidhjet e bazuara në karabit të kromit.
Shtëpia botuese e Akademisë së Shkencave të SSR-së së Ukrainës, Kiev, 1961, 56 f.
47. Bacchella G. L. a. o. dem. Soc. franga. Minator. Crist., 1966, v. LXXXIX, Nr. 2, f. 226-228.
48. Gaziev G.A. dhe të tjerë DAN BRSS, 1961, vëll 140, nr 4, f. 863-866.
49. Samsonov G.V. dhe të tjera “Produkte elektroteknike metal-qeramike”. VNIIIEM, 1965, f. 136-141.
50. Ermilov A.G., Safonov V.V., Doroshko L.F., Kolyakin A.V. // Izv. universitetet
Ngjyrë metalurgjisë. 2000. Nr 6. F. 55-60.
51. Dyakonova N.P., Shelekhov E.V., Sviridova T.A., Skakov Yu.A. // Tr. Kombëtare
konf. mbi përdorimin e rrezeve X, rrezatimit sinkrotron, neutroneve dhe elektroneve për studimin e materialeve. Dubna: JINR, 1997. T.2. P. 31Shelekhov E.V., Sviridova T.A., Dyakonova N.P., Reznikov A.A. // Laboratori i fabrikës. 1997. T.63, nr 10. F. 17-24.
53. Smithles K.J. Metalet: Drejtori. M.: Metalurgji, 1980, 447 f.
54. de Keijser Th.H., Langford J.I., Mittermeijer E.J. dhe Vogels A.B.P. J. Appl.
Cryst., 15, Nr. 3, f. 308-314 (1982).
– – –
56. Gorelik S.S., Rastorguev L.N., Skakov Yu.A. Analiza me rreze X dhe elektrono-optike. M.: Metalurgji, 1970, 366 f.
57. Maurice D., Courtney T.H. // Metal. Trans. A. 1995. Vëll. 26A, Nr. 9, F. 2437 Vetitë, përgatitja dhe aplikimi i përbërjeve zjarrduruese: Manual / Ed. Kosolapova T.Ya. M.: Metalurgji, 1986, 928 f.
59. Shelekhov E.V., Sviridova T.A. // Shkenca e Materialeve. 1999. Nr 10. F. 13-22.
60. Kaur I., Gust V. Difuzion përgjatë kufijve vizualë dhe fazor / Përkth. nga anglishtja M.:
Inxhinieri Mekanike, 1991, 448 f.
61. Bokshtein B.S. Difuzioni në metale. M.: Metalurgji, 1978, 248 f.
62. E.V.Shelehov, T.A.Sviridova. // Shkenca e Materialeve, 2007, Nr. 9, f. 13-19.
63. Sviridova T.A., Shevchukov A.P., Shelekhov E.V., Borisova P.A. // Fizika e metaleve dhe shkenca e metaleve. 2011. T. 112, nr 4. faqe 378–392.
64.E.V.Shelehov, T.A.Sviridova. // Shkenca e Materialeve, 2007, Nr. 10, f. 13-22.
65.E.V.Shelehov, T.A.Sviridova. // Shkenca e Materialeve, 2007, Nr. 11, f. 13-20.
66.E.V.Shelehov, T.A.Sviridova. // Shkenca e Materialeve, 2007, Nr. 12, f. 10-24.
67.E.V.Shelehov, T.A.Sviridova. // Shkenca e Materialeve, 2008, Nr. 2, f. 10-22.
68.E.V.Shelehov, T.A.Sviridova. // Shkenca e Materialeve, 2008, Nr. 3, f. 11-24.
69.E.V.Shelehov, T.A.Sviridova. // Shkenca e Materialeve, 2008, Nr. 4, f. 16-23.
70. Streletskii A.N. Matjet dhe llogaritja e parametrave kryesorë të trajtimit mekanik të pluhurit në mullinj të ndryshëm // Lidhje mekanike për aplikime strukturore. Proc. Int. 2. Konf. of Mechanical Alloying (20-22 shtator) Vancouver, 1993, fq. 51-58.
71. Maurice D., Courtney T.H. // Metal. Trans. A. 1995. Vëll. 26A, Nr. 9, P. 2431 Sinteza e vetëpërhapjes së temperaturës së lartë: teoria dhe praktika / Ed. Sychva A.E., Chernogolovka: "Territori", 2001, 432 f.
73. Levashov E.A., Rogachv A.S., Yukhvid V.I., Borovinskaya I.P. Bazat fiziko-kimike dhe teknologjike të sintezës vetëpërhapëse në temperaturë të lartë. M.: BINOM, 1999, 176 f.
Shtojca A – Certifikata e testimit gjysmë-industrial të karbitit më të lartë të kromit Cr3C2 si veshje
Njerëzimi i fshehtë. Komploti kundër gjigantëve. A e fshehin ata të vërtetën për paraardhësit e njerëzimit? Fraza tërheqëse për njerëzimin
Pozicioni aktual i Shokhin Alexander Nikolaevich
Tema e mësimit: Paraqitja e marrëdhënieve duke përdorur një grafik
Bota moderne arabe
Mesazh me temën: "Faqet e historisë ruse