Anyagszerkezettan és anyagvizsgálat (BMEGEMTAGK1)

Segédlet az

Anyagszerkezettan és anyagvizsgálat (BMEGEMTAGK1) tárgy hallgatói számára

Készítette a BME Anyagtudomány és Technológia Tanszék Munkaközössége Összeállította: dr. Orbulov Imre Norbert

1

Laborgyakorlatok

2

1 Roncsolásmentes anyagvizsgálat Az ipar nagymértékű fejlődése és a nagy tömegű gépalkatrészek sorozatos ellenőrzésének igénye, lehetőleg roncsolásmentes, gyors, pontos és a gyártástechnológiai folyamatokat követni tudó vizsgálati lehetőségeket kíván meg. A roncsolásmentes anyagvizsgálat (NDE ill. NDT) célja lehet hibakeresés, ill. a szerkezeti tulajdonságok tanulmányozása. Ezek a vizsgálatok nem okozzák a vizsgált darab sérülését, ill. roncsolódását, minőségcsökkentő változásokat nem okoznak, a vizsgált alkatrészek nem vállnak használhatatlanná, esetleg értéktelenné. Összefoglalónkban kizárólag a roncsolásmentes hibakereső vizsgálatokkal, ill. ezek közül az ipari alkalmazásokban leginkább elterjedt vizsgálati módszerekkel foglalkozunk. A roncsolásmentes anyagvizsgálat hagyományos szerepe repedések, zárványok illetve egyéb olyan anyaghibák kimutatása, amelyek a berendezés vagy szerkezet használhatóságát és biztonságát veszélyeztetik. Mindemellett terjednek azok a vizsgálati módszerek, amelyek a termékek mechanikai és egyéb tulajdonságainak meghatározására szolgálnak. A vizsgálatokat általában a termék végellenőrzésére alkalmazzák, bár a már említett szigorú követelmények miatt egyre jobban beépülnek a gyártási folyamat mind több fázisába, az alkalmazott gyártástechnológia optimalizálása, valamint a hibás darabok kiszűrése érdekében. Az egyes alkatrészeken végzett vizsgálatokkal a tervezők, a technológusok betekintést kaphatnak a megmunkálási folyamatok hatásmechanizmusába, ellenőrizhetik az üzemeltetés során előálló igénybevétel következményeit, amely alapján javíthatnak a gyártmány minőségén, csökkentve ezzel a fejlesztések költségeit. A roncsolásmentes anyagvizsgálat tehát ma már nemcsak a minőségbiztosítás eszköze, hanem segíti a fejlesztési tevékenységet is. Az eltérő fizikai elven működő roncsolásmentes vizsgálati módszerek nem egyformán használhatók a hibák detektálásra vagy anyagtulajdonságok jellemzésére, ezért azok teljesítőképességét, alkalmazási lehetőségeit mindig szem előtt kell tartani. A különböző eljárások sokoldalúan használhatók, de mindegyiknek meg vannak a maga korlátai. Fejezetünkben az alapvető hibakereső vizsgálati eljárásokkal foglalkozunk, melyek célja a belső és felületi anyaghibák (rejtett hibák) kimutatása. Az ilyen rejtett hibák az anyag tulajdonságait és felhasználhatóságát nagymértékben befolyásolják, sőt adott esetben a szerkezet rendeltetésszerű felhasználására alkalmatlanná tehetik. A hibák a szerkezeti anyagokra két okból jelentenek veszélyt. Egyrészt a teherhordó keresztmetszetet a hibák csökkentik, tehát az anyag terhelhetősége csökken. Másrészt a hibák körül kialakult heterogén feszültségtér következtében ridegítő hatásúak, amely elsősorban fárasztóterhelésnek vagy dinamikus igénybevételnek kitett alkatrészek esetén veszélyes. A hibák megjelenési formájukat tekintve lehetnek felületszerűek (repedések, rálapolódások, rétegességi hibák, stb.), valamint térfogati hibák (üregek, gáz-, és salakzárványok, stb.). A felsorolt hibák közül a közel gömb alakú gázzárványok a legkevésbé veszélyesek. Veszélyesebbek a szabálytalan alakú salak- és egyéb nemfémes anyagokból álló zárványok. A repedések, amelyek éles bemetszéseket jelentenek. Ezek a legveszélyesebbek, így repedést teherhordó szerkezetekben egyáltalán nem engednek meg.

3

Az anyaghibák keletkezésük alapján az alábbi két csoportra oszthatók. Beszélhetünk gyártástechnológiai- illetve üzemeltetési hibákról. A gyártástechnológiai hibák az alkatrészek különböző gyártási fázisai során keletkezhetnek egészen az alapanyaggyártástól a késztermék utolsó technológiai folyamatáig. Egyaránt lehetnek síkszerű és térfogati hibák is. Ilyenek a különböző öntési, meleg-, és hidegalakítási, hőkezelési, hegesztési, köszörülési, stb. hibák. Az üzemeltetés során keletkezett hibák általában anyaghibára (esetleg elcserélt anyagminőségre, anyagkeveredésre) illetve túlterhelésre vezethetőek vissza. Az így keletkezett hibák túlnyomórészt repedések. A hibák keletkezésének alapján a hibakereső roncsolásmentes vizsgálatokat a gyakorlatban két fő területen alkalmazzák:  Új munkadaraboknál, amikor olyan hibákat kell feltárni, amelyek valamilyen gyártástechnológiai folyamat során keletkeztek.  Olyan munkadaraboknál, amelyek hosszabb ideje vannak üzemben és tartósan nagy igénybevételnek vannak kitéve. Kiegészítve a roncsolásmentes vizsgálat megválasztásának szempontjait, a hibakimutatás módszerének elsősorban a hiba helyzetéhez kell igazodnia. Más-más módszert kell alkalmazni a felületi, a felület alatti vagy a mélyebben fekvő hibák esetében. Ugyancsak figyelembe kell venni, hogy síkszerű vagy térfogati hibáról van-e szó. Térfogati hibánál meghatározó a hibát kitöltő anyag kémiai és fizikai jellemzői. Figyelembe kell venni az adott eljárással detektálható minimális hibaméretet is. A roncsolásmentes vizsgálatok jelentős része kis-, és nagyfrekvenciás mechanikai rezgések (akusztikus és ultrahangos módszerek), valamint különböző hullámhosszúságú elektromágneses sugárzások (röntgen-, és gamma sugarak) felhasználásán alapulnak. További módszerek a vizsgált anyag villamos és mágneses tulajdonságainak és szerkezetének kapcsolatát használják ki. Kiegészül a sor még a folyadékbehatolásos (penetrációs) és a vizuális vizsgálattal. Napjainkban a leggyakrabban használt roncsolásmentes hibakereső vizsgálatok a következőek:  Szemrevételezés (vizuális vizsgálat, VT)  Folyadékbehatolásos vizsgálat (PT)  Mágnesezhető poros vizsgálat (MT)  Örvényáramos hibakereső vizsgálat (ET)  Ultrahangos vizsgálat (UT)  Radiográfiai vizsgálat (RT)  Tömörségi vizsgálat (LT) Vizuális vizsgálatok A felületi hibák kimutatására alkalmas legegyszerűbb vizsgálati módszer. A szemrevételezéses vizsgálatot gyakran más vizsgálati módszerekkel kombinálva ill. azok kiegészítőjeként alkalmazzuk. A vizsgálat során a darab felületét szabad szemmel vagy segédeszközzel tanulmányozzuk az esetleges folytonossági hiányok (repedések, felnyílt üregek stb.) ill. felületi hibák (kopási-, kavitációs-, korróziós nyomok stb.) kimutatása céljából. Ennek megfelelően beszélhetünk közvetlen vagy közvetett szemrevételezéses vizsgálatról. A vizsgálati darab felületének azon helyeit, amelyek az emberi szem által jól láthatóak, közvetlen szemrevételezéssel ellenőrizzük.

4

Amennyiben a feltételezett hiba helye nem vagy rosszul látható akkor közvetett vagy endoszkópos vizsgálatot végzünk. A vizsgálat során alapvető fontosságú a felület megfelelő megvilágítása. Szabadban végzett vizsgálatoknál a természetes megvilágítás, fedett helyen mesterséges megvilágítást kell alkalmazni, amely nem lehet vakító, szórt fényt ad és kell érnie legalább 500 lux fényerőt. A hibakimutathatóság érdekében lényeges a fém tiszta, lerakódásoktól mentes vizsgálati felület biztosítása. Az eljárás kevésbé érzékeny a kisméretű összezáródott repedések kimutatására és a csekély mértékű geometriai eltérések detektálására. Érzékeny a viszonylag nagyobb méretű térfogatos hibák és az elnyílt repedés jellegű hibák, valamint a durvább geometriai eltérések kimutatására. A hibakimutathatóság korlátja az emberi szem, illetve az alkalmazott segédeszköz felbontó képessége. A felhasználható segédeszközök a következők lehetnek: közvetlen hozzáférést biztosító eszközök: tolómérő, mikrométer, szögmérők, varratmérő, idomszerek, egyszerű és binokuláris nagyítók, mikroszkópok, fém mikroszkópok, projektorok, fényképezőgép. Közvetett hozzáférést biztosító eszközök: tükrök, merev-száras endoszkópok, üvegszálas endoszkópok, chip-kamerával egybeépített üvegszálas endoszkópok. A szemrevételezéses vizsgálat sokszor alapvető fontosságú információkat ad, fotók készítésével jól dokumentálható és a további vizsgálatok kijelölésében segítséget ad. Azonban a vizsgálat kiértékelése kétségtelenül részben szubjektív. A hibakimutatás és a hibák megítélése az ellenőrzést végző személy szakmai tapasztalatától, pillanatnyi értékelő képességétől is függ. Folyadékbehatolásos anyagvizsgálati eljárások A folyadékbehatolásos (ún. penetrációs) módszer egyike a legrégebbi roncsolás nélküli vizsgálati eljárásoknak. A vizsgálati eljárás alapja, hogy ha a folyadékok a kapilláris hatás alapján, a felületen lévő folytonossági hiányokba behatolnak, hajlamosak arra, hogy hosszabb rövidebb idő után azokból kiszivárogjanak. A hatás fokozható nagy szívóhatású kontrasztanyag felvitelével, amely a behatolt folyadék anyagot, vagy annak egy részét a felületre hozza, és a kiszivárgást gyorsítja. A vizsgálati eljárás lényegében az alábbi műveletekből áll (1.1 ábra):  A felület előzetes tisztítása, zsírtalanítása.  A jelzőfolyadék felvitele az előzőleg megtisztított és megszárított felületre (penetrálás). Ez után kellő időt hagyunk arra, hogy a felületre kiérő valamennyi folytonossági hiányba a folyadék behatoljon.  A jelzőfolyadék feleslegének eltávolítása a felületről.  Az előhívóanyag felvitele a felületre, ezáltal a hiányokba, repedésekbe behatolt jelzőfolyadékot a felületre hozzuk.  Szabad szemmel megvizsgáljuk a felületet, kiértékelés.

5

1.1 ábra A folyadékbehatolásos vizsgálat elve és végrehajtása Az alkalmazott jelzőfolyadékok lehetnek fluoreszkálóak, színezettek (általában piros), illetve kombináltak. Jelzőfolyadékon olyan folyadékot kell érteni, amely fizikai tulajdonságai alapján szűk résekbe vagy szilárd testek repedéseibe behatol (akár egy fáradásos repedésbe is, melynek szélessége 0,002 mm is lehet). Eltávolításuk a folyadék típusától függően történhet folyékony oldószerrel, gáz-halmazállapotú oldószerrel, vízzel vagy vízben oldható oldószerrel. Az előhívó általában fehér kontraszt anyag, amely lehet por, vagy szuszpenzió. Az előhívó kontraszt anyagának nagy szívóhatásúnak kell lennie, hogy a vizsgálati darab folytonossági hiányaiba behatolt jelzőfolyadék egy részét ismét a felületre hozza (1.1 ábra). A penetrációs vizsgálat repedések, gyűrődések, pórusosság roncsolás nélküli kimutatására alkalmas. Feltétel, hogy a hibás helyek a felületre érjenek, vagy azzal közvetlen kapcsolatban legyenek. A módszer előnye elsősorban abban nyilvánul meg, hogy nem mágnesezhető anyagok (műanyag, üveg, stb.) vizsgálatára is alkalmas, nincs különleges helyigénye, nem igényel költséges beruházást, bárhol helyszínen is elvégezhető. Mágneses repedésvizsgálat (mágnesezhető-poros vizsgálat) A mágneses vizsgálat alapja, hogy a ferromágneses anyagokon átmenő mágneses fluxust az útjukba eső folytonossági hiányok eltérítik. A hibahelyeket kitöltő levegő, gáz vagy zárvány mágneses permeabilitása lényegesen kisebb a vizsgált anyagéhoz képest, ezért az erővonalak ezeken, a helyeken nem tudnak átjutni, hanem megkerülik azokat. Ha a folytonossági hiány a felületen, vagy a felület közelében van, az a fluxust a levegőbe is kikényszerítheti (szórt fluxus). Ilyenkor a felületre vitt ferromágneses por az eltérítés (a hiba) helyén feldúsul, és a folytonossági hiány láthatóvá válik (1.2 ábra). A szórt fluxus kialakulásának feltétele, hogy a hiba a mágneses fluxus irányára merőleges legyen. A mágneses fluxussal párhuzamosan elhelyezkedő hibák ugyanis nem létesítenek szórt fluxust, így ezek a hibák nem kimutathatók (1.2 ábra). A hibák biztonságos kimutatásának érdekében az alkatrészeket mindig két egymásra merőleges irányban kell mágnesezni.

6

A hibák kimutatására használt vizsgálóanyagoktól függően megkülönböztetünk száraz-, és nedveseljárást. A szárazeljárás esetén vizsgálóanyag por (pl. Fe3O4 azaz magnetit), nedves-eljárás esetén a vizsgáló port hordozó folyadékban (pl. olaj) szuszpendálják. Mind a száraz-, mind a nedves-eljárás elvégezhető színes vagy fluoreszkáló anyagokkal is. Fluoreszkáló anyaggal történő vizsgálatkor ultraibolya sugárzással kell a jelzőfolyadékban lévő anyagot gerjeszteni, hogy az látható fényt adjon.

1.2 ábra A mágneses repedésvizsgálat elve, valamint a hibakimutathatóság lehetősége A mágneses módszerrel történő vizsgálat után a vizsgált tárgy a mágnesezés hatásosságától függően mágneses marad. Ez bizonyos esetekben zavaró lehet (pl. fogaskerekeknél a felületre tapadó fémszemcsék berágódásokat okozhatnak, stb.), így a maradék mágnességet a vizsgálat után el kell tüntetni. A lemágnesezés történhet ellenmágnesezéssel (ellentétes mágneses tér létesítésével), vagy változó irányú és folyton csökkenő mértékű mágnesezéssel. A mágneses vizsgálat megfelelő mágneses térben igen érzékeny módszer (akár 0,001 mm széles repedés is kimutatható). Hátránya azonban, hogy csak a felszíni, vagy a felszínhez közeli hibákat lehet kimutatni, továbbá csak ferromágneses anyagok esetén alkalmazható. Örvényáramos hibakereső vizsgálat Az örvényáramos vizsgálat az elektromágneses indukción alapszik. A vizsgálat elve az, hogy egy váltakozó árammal táplált tekercs ún. primer mágneses tere a vizsgálati darabban (amelynek elektromosan vezetőnek kell lenni) örvényáramokat indukál. Ezek az örvényáramok szintén gerjesztenek egy szekunder mágneses teret, amely a tekercs primer terével ellentétes és arra szuperponálódik. A darabban létrejövő örvényáramokat és az általuk létrehozott szekunder mágneses teret - egy adott primer tér mellett - a vizsgálati darab elektromos vezetőképessége, mágneses permeabilitása, geometriai adatai, anyaghibái, és az alkalmazott frekvencia határozza meg. Az elektromos és mágneses tulajdonságok, viszont befolyásolja az anyag összetétele, keménysége, hőkezeltségi állapota, így e jellemzők detektálása is a módszerrel is elvégezhető. Az említett két mágneses erőtér által keltett eredő erőteret érzékelni, illetve mérni lehet, és ennek változásaiból következtetni az anyag hibáira vagy tulajdonságaira (1.3 ábra). Az örvényáramok visszahatásaként ugyanis megváltozik a gerjesztő tekercsben folyó áram nagysága és a gerjesztő jelgenerátor feszültségéhez képesti fázishelyzete. A változás érzékelésére több megoldás létezik, a legáltalánosabb az ún. impedancia (fázis) diagramok kiértékelése. Mivel a mérést számos tényező befolyásolja, ezért egy tulajdonság mérésénél - a fent említett tulajdonságoknak meg kell egyeznie az egyes munkadaraboknál.

7

Az örvényáramos mérési elrendezések egyik alapelrendezése az ún. gyűrűtekercses megoldás, amelynél a minta áthalad a vizsgálótekercsen. Az ún. tapintótekercses megoldásnál a tekercs a darabon kívül helyezkedik el. Ekkor a vizsgálat a tekercs szórt terében, míg az előző esetben a tekercs főfluxusában történik. Az örvényáramos vizsgálatok a következő területeken alkalmazhatók:  Anyagjellemzők ellenőrzése, mérése (pl. fémek hőkezeltségi állapotának ellenőrzése, ötvözőtartalom ellenőrzése, azonosítás, válogatás, vezetőképesség mérése, permeabilitás mérése, bevonatrétegek vastagságának mérése, keménységmérés, stb.)  Méretellenőrzés (pl. vastagságmérés, rétegvastagságmérés, geometriai eltérések kimutatása, stb.)  Hibakereső vizsgálat (kimutatás, elemzés hiba nagyságra, stb.)  Fémkeresés (eltakart fémtestek lokalizálása)

1.3 ábra Az örvényáramos vizsgálat elvi elrendezése Az örvényáramos vizsgálatok egyik legnagyobb előnye, hogy az alkatrész és a vizsgáló eszköz nem kell, hogy egymással érintkezzen, ezáltal a vizsgált darab nem igényel különös felület-előkészítést, és utólag sem kell tisztítani. További előny a jó automatizálhatóság, melynek következtében az eredmények gyorsan és pontosan kiértékelhetőek, a vizsgálati sebesség nagy, így tömegszerű vizsgálatoknál is alkalmazható. Meg kell jegyezni azonban, hogy a vizsgálat csak a felület közeli tartományokról ad információt (az alkalmazott frekvencia függvényében maximum pár milliméter mélységig). A detektált jel számos paramétertől függ, így számos zavaró effektus léphet fel. Emiatt az optimális mérési paraméterek (szondatípus, frekvencia, stb.) megválasztása és az eredmények kiértékelése sok esetben kvalifikált szakembert igényel. Összefoglalva a vizsgálatokkal csak azokat a tulajdonságokat vagy hibákat tudjuk kimutatni, illetve mérni, amelyek egy hibátlan etalonhoz képest valamilyen vezetőképesség-, vagy mágneses permeabilitás változást eredményeznek, vagy az örvényáramok eloszlását módosítják. Röntgen- és izotópvizsgálat Az ún. durvaszerkezeti radiológiai vizsgálatok (röntgen- és izotópvizsgálatok) a roncsolásmentes hibakereső anyagvizsgálatok egyik legfontosabb és ezért legelterjedtebb területe. Alapvető feladatuk az anyagban lévő belső inhomogenitások (anyaghibák) feltárása. 8

A vizsgálatok közös alapja az, hogy az alkalmazott röntgen vagy gamma sugárzás intenzitása a vizsgált tárgyon áthatolva az átsugárzott anyagvastagságtól függően változik (csökken). Az intenzitás változás érzékelésének módja szerint különböző radiológiai módszerek léteznek:  Radiográfia: A legelterjedtebb eljárás, az iparban használt röntgenvizsgálatok több mint 90%-át adja. A tárgy belső, szemmel nem látható hibáit fényérzékeny filmre készített felvétellel tesszük láthatóvá. Így az alkalmazott sugárzás fotokémiai hatását használjuk fel a felvétel elkészítéséhez.  Radioszkópia: Ennél a módszernél az anyag belső képe fluoreszkáló ernyőn jelenik meg és közvetlenül szemmel érzékelhető. A módszer ipari alkalmazási területe a könnyűfémek és kisebb falvastagságú acélok vizsgálata. A vizsgálatról közvetlenül bizonylatolható kép nem marad, ezért a radiográfiával szemben háttérbe szorul.  Radiometria: Ez esetben a radioaktív sugárzás intenzitás változását sugárzásmérő készülékkel (pl. Geiger-Müller-féle csővel) mérik úgy, hogy a vizsgálandó anyag felületét pontról-pontra letapogatják a sugárzásmérő érzékelőjével. Ezt a módszert az ipari gyakorlatban ritkán alkalmazzák. A röntgensugárzás keltése és fizikai tulajdonságai Röntgensugárzás akkor keletkezik, ha nagy sebességgel haladó elektronok szilárd testbe ütköznek és azon lefékeződnek. A nagy sebességgel haladó elektronok létrehozása vákuumban izzított huzal elektron emissziója révén gáztöltésű vagy ioncsövekben, illetve elektron vagy izzókatódos csövekben történhet. A katódot 8-12 V fűtőfeszültségű árammal izzítják, míg a katód és az anód közé nagy feszültségű, ún. gyorsító feszültséget kapcsolnak (1.4 ábra). A kisfeszültségű izzókatódból kilépő elektronok a nagyfeszültség hatására felgyorsulnak és nagy sebességgel a katódba ütköznek, ahol lefékeződnek és kinetikus energiájuk túlnyomó része hővé, és mindössze kb. 1%-a röntgensugárzássá alakul át.

1.4 ábra A röntgenvizsgálat vázlata Az ilyen módon keltett ún. folytonos sugárzás különböző hullámhosszúságú sugarak keveréke, miután az elektronok lefékeződése az anódon nem egyenletes lépcsőben történik. Az összes sugárzásban résztvevő legrövidebb hullámhosszúságú sugárzás hullámhossza és az U cs gyorsító feszültség (csőfeszültség) között az alábbi összefüggés áll fenn: 12 ,396 mm    min kV  U cs 9

A röntgensugarakat áthatoló képességüktől függően két csoportra szokás felosztani, bár a két csoport között éles határt vonni nem lehet. A hosszabb hullámhossz-tartományba tartozó sugarakat lágy, míg a rövidebb hullámhosszúakat kemény sugaraknak nevezik. A lágy sugaraknak fémeken való áthatoló képessége kisebb, míg a kemény sugarakat nagy áthatoló képesség jellemzi. A röntgensugarak hullámhossztartománya 0,01-1 nm. A röntgensugárzás szilárd, folyékony vagy gáznemű anyagokon áthaladva veszít intenzitásából. Ez az intenzitás csökkenés egyrészt abszorpcióból, azaz elnyelődésből, valamint szóródásból tevődik össze. Ha egy röntgensugárnyalábot egy "d" vastagságú fémtárgyon keresztülbocsátunk, az I 0 intenzitású, a sugárforrást elhagyó sugárzás a tárgyon való áthaladás után I intenzitásúra csökken. Értékét a "sugárzás gyengülés exponenciális törvénye" írja le.

I  I0ed ahol µ a gyengülési együttható, amelynek értéke a µ' elnyelődési és σ szórási együttható összege.   ' A µ' értéke függ egyrészt a hullámhosszúságtól, másrészt az abszorbeáló anyag kémiai összetételétől és a sűrűségtől, vagyis a következőképpen írható fel: 3 3 'C Z

ahol: C: állandó ρ: a vizsgált anyag sűrűsége λ: az alkalmazott sugárzás hullámhossza Z: az anyag rendszáma A szórt sugárzás együtthatója (σ) elég tág határok között független a beeső sugár hullámhosszától és az anyag rendszámától is. A hibakimutatás alapja, hogy a sugárzás intenzitása levegővel, gázzal vagy nemfémes zárványokkal telt üregeken át kevésbé csökken, mint a tömör anyagban. Ezt az intenzitás különbséget a már említett módszerekkel (radiográfia, stb.) érzékelni tudjuk. A kisebb mértékben gyengített sugárzás természetesen a filmet jobban "megvilágítja", azaz a hiba helyén, a filmen erősebb feketedést okoz. Így jönnek létre a fényérzékeny filmen azok a feketedési különbségek, amelyekből a belső anyaghiba alakját és körülbelüli nagyságát is megállapíthatjuk. A röntgenfelvételek készítésénél arra kell törekedni, hogy a szomszédos képrészletek között nagy legyen a feketedés különbség, azaz minél kontraszt dúsabb legyen a kép. A röntgenkészülék csőfeszültségének csökkentésével növelhetjük a sugárzás hullámhosszát, vagyis "lágyíthatjuk" a sugárzást. Ezáltal azonos anyagvastagság esetén "kontraszt dúsabb" felvételt tudunk készíteni, figyelembe véve az áthatolóképesség és a gazdaságos megvilágítás szempontjait. A lágy sugárzás azonban hosszabb expozíciós időt igényel. Ha a csőfeszültség növelésével a sugárzást "keményítjük", akkor kontrasztszegényebb felvételt kapunk, de megnövelhetjük az átvilágítható anyagvastagságot. Ezért a gyakorlati röntgenvizsgálatnál az ellentétes követelmények között kompromisszumot kell kötni. A röntgenvizsgálat eredményességét és a hibakimutatás lehetőségét nagymértékben befolyásolja a helyes expozíciós idő megválasztása. A kimutatható hibaméret és egyben a képminőség megítélésére leggyakrabban az ún. huzalsorozatokat szokás alkalmazni (1.5 ábra). A huzalsorozatok gumi vagy műanyag tokba vannak beágyazva, a huzalok anyaga a vizsgált anyaggal megegyezik. Egy-egy sorozat hét huzalt tartalmaz, amelyek átmérői csökkenő sorrendben követik egymást. Különböző méretű huzalsorozatok 10

léteznek, amelyek közül a vizsgált anyag vastagságának függvényében kell választani. A tokot a felvétel tárgyára a filmmel ellentétes oldalon kell elhelyezni és vele együtt lefényképezni. A felvételen látható legkisebb huzal átmérője alapján a kérdéses felvételt minősíteni lehet. A felvételen kivehető legkisebb hiba mérete a még látható legvékonyabb huzal átmérőjének felel meg. A filmek utólagos azonosíthatósága érdekében a huzalsorok mellett ólom számok illetve betűk is elhelyezhetők. A felvételen ezek a jelölések láthatóak lesznek.

1.5 ábra A képminőség ellenőrzésére használt huzalsor Radioaktív izotópos vizsgálatok A radiográfiai vizsgálatokhoz a röntgensugárzáson kívül egyre kiterjedtebb mértékben használják még a gamma sugárzást is. Az ún. izotópos vizsgálat elveiben megegyezik a röntgenvizsgálatokkal. Ilyen gamma sugárzás keletkezik természetes radioaktív anyagok pl. rádium stabilabb állapotba történő átmenete közben. Az izotóp vizsgálatokhoz azonban mindig mesterséges radioaktív anyagokat használnak. Ilyen izotópokat úgy állítanak elő, hogy az elemet atomreaktorban neutronsugárzásba helyezik, amely során az atommag neutronokat vesz fel. Az így keletkezett izotóp instabil állapotba kerül, és a stabil állapotba történő törekvés közben fölös energiáját sugárzás alakjában adja le. Az anyagvizsgálatnál leggyakrabban használt izotópok a Co-60 és az Ir192. A különböző izotópokra jellemző az az idő, mialatt az energiájuk felére csökken (felezési idő). A Co-60 esetében ez 5,3 év, az Ir-192-nél 74 nap. Ez azt jelenti, hogy az izotópok használat nélkül, pusztán tárolás alatt veszítenek energiájukból, amelyet felvételkészítéskor az expozíciós idő megállapításánál figyelembe kell venni. Az izotópok által keltett gamma sugárzás hullámhossza lényegesen kisebb, mint a röntgensugaraké (mintegy 1 pm), ez magyarázza rendkívüli áthatoló képességüket (kemény sugárzás). Ebből következően a vizsgálati technika abban különbözik a röntgenvizsgálattól, hogy nagy energiájú kemény sugárzásra érzékeny filmeket használnak és hosszabb expozíciós időket alkalmaznak. Az izotóp vizsgálat előnyei a röntgenvizsgálattal szemben:  kisebb helyszükséglet, könnyebb hordozhatóság,  nagyobb az átsugárzó képessége (acéloknál kb. 300 mm),  nem igényel energiaforrást,  ún. panoráma felvételek készítésére alkalmas (pl. egy cső teljes körvarratáról a cső középpontjába helyezett izotóppal). Lényegesebb hátrányai a következők:  nagyobb a külső illetve belső életlenség,  hosszabb expozíciós idő,  rosszabb hibafelismerhetőség, 11

 változó a sugárzás intenzitása (felezési idő),  folytonos sugárzás (nem kikapcsolható). Ez utóbbi megállapítás annyit jelent, hogy az izotóp akkor is sugárzik, amikor vizsgálatot nem végzünk (tárolás, szállítás, mozgatás, stb.), így fokozott sugárvédelmet követel. Ultrahangos vizsgálat Az ultrahangvizsgálat nyomáshullámok terjedését és a közeg határfelületeiről való visszaverődését használja fel belső folytonossági hiányok repedések, zárványok, stb. felderítésére. A vizsgált tárgyba juttatott ultrahanghullámok számára a darabban lévő folytonossági hiányok olyan nagy akadályt jelentenek, hogy azok felületéről részben vagy egészben visszaverődnek. Ez a magyarázata, hogy a röntgenvizsgálattal ellentétben a hangnyalábra merőleges irányban elhelyezkedő legvékonyabb repedés is érzékelhető. Az ultrahangok a mechanikai rezgések csoportjába tartoznak, frekvenciájuk a hallható hang frekvenciájánál nagyobb (16 kHz - 100 MHz). A korszerű ultrahangos berendezéseknél, az anyagvizsgálatnál alkalmazott frekvencia 0.25 - 14 MHz között van. Az ultrahang keltésének különböző módszerei vannak, az anyagvizsgálatban általában az ún. piezoelektromos és az elektrostrikciós rezgéskeltőket használják. A létrehozott ultrahangok igen jól terjednek a fémekben, a longitudinális hullám sebessége például acélban mintegy 5920 m/s. A vizsgáló hullámhosszúság ismerete lényeges, ugyanis az ultrahangos vizsgálattal csak a legalább λ/2 esetleg ideális esetben λ/3 nagyságú hibák mutathatóak ki. Ultrahangos anyagvizsgálat elve és módszerei Az általában piezoelektromos kristállyal létrehozott rezgést megfelelő csatoló közeg (víz, olaj, stb.) közvetítésével átadjuk a vizsgálandó tárgynak, melyben a longitudinális ultrahanghullámok majdnem párhuzamos irányban terjednek. Az ultrahanghullámok minden olyan felületről visszaverődnek, amelyek különböző ún. akusztikai keménységű közegeket határolnak. Ilyen a vizsgálati darab hátfala vagy a darabban lévő folytonossági hiányok (hibák). A vizsgált anyagon áthaladó vagy visszaverődő hullámokat vevőfejjel foghatjuk fel, melynek elrendezése azonos az ulrahang-rezgéseket keltő adófejjel. A vevőfej kristálya az anyagtól átvett mechanikus rezgéseket nagyfrekvenciás elektromos rezgésekké alakítja, amelyek elektronikus erősítő útján egy katódsugárcsőbe vezetve érzékelhetők illetve láthatóvá tehetők. Az ultrahangvizsgálatoknak az alábbi két alapvető eljárása fejlődött ki, az átsugárzásos, ill. az impulzus-visszhang módszer. Az átsugárzásos módszernél az ultrahang keltése és érzékelése külön vizsgálófejekkel történik (külön adófej, külön vevőfej). Ez esetben feltétlenül szükséges, hogy a vizsgált tárgy mindkét oldalról hozzáférhető legyen. A darab egyik oldalán helyezkedik el az adófej, vele szemben a vevőfej. Az ultrahang hullámokat keltő adófejből a vizsgált anyagba belépő ultrahanghullámok a berendezés katódsugárcsövének képernyőjén egy bemenő jelet adnak (adójel). A tárgyból akadálytalan áthaladás után kilépő hullámok a vevőfejbe belépve ott ismét villamos rezgésekké alakulnak és egy végjelet (vevőjel) adnak a képernyőn (1.6a ábra).

12

1.6 ábra Az átsugárzásos ultrahangvizsgálat Ha a tárgyban haladó ultrahanghullámok útjába valamilyen hiba kerül, amely a hullámok egy részét visszaveri, akkor a képernyőn jelentkező végjel kisebb lesz, mert a vevőfej kevesebb ultrahang energiát kap (1.6b ábra). Ha a hiba olyan nagy, hogy az ultrahangnyaláb útját teljesen elállja, akkor a vevőfej nem kapva energiát, a végjel eltűnik (1.6c ábra). Ezt a vizsgálati módszert csak akkor alkalmazhatjuk, ha a vizsgálandó darab mindkét oldaláról hozzáférhető. További feltétel a két fej mozgatásának, valamint a darab határoló felületeinek párhuzamossága. Az eljárás további nagy hátránya, hogy a hiba darabon belüli helyzete (hibamélység) nem állapítható meg. Az impulzus-visszhang eljárás esetén a besugárzás az anyag egyik felületéről történik, és ugyanoda érkezik vissza. A besugárzás és a visszhangérzékelés történhet ugyanazzal a vizsgálófejjel (közös adó-vevő üzemmód), de történhet külön adó/vevő vizsgálófejjel is. Az ultrahangimpulzus kétszer teszi meg az anyagvastagságnak megfelelő utat, mivel a darab ellentétes oldala, azaz a hátfal hozza létre a visszhangot (1.7a ábra). Mivel az adójel és az ún. hátfal-visszhangjel közötti idő adott anyag esetén csak a falvastagságtól függ, a készülékek képernyőjén a két jel közötti távolság arányos a vizsgált anyag vastagságával. A képernyő vízszintes tengelye tehát az anyag hosszkiterjedését jelenti. Mivel a hátfalvisszhang helyzete a képernyőn tetszőlegesen állítható, gyakorlatilag bármilyen léptékre beállítható az ernyő vízszintes tengelye. Amennyiben a vizsgált darabban hiba található, a hibáról visszaverődő ultrahangok egy ún. hibajelet hoznak létre (1.7b ábra). A hibajel elhelyezkedéséből a hiba pozíciója a darabon belül (hibamélység) megállapítható.

13

1.7 ábra Az impulzus-visszhang ultrahangos vizsgálati eljárás Ha a hiba mérete olyan nagy, hogy a teljes ultrahang nyalábot visszaveri a hátfal-visszhangjel teljesen el is tűnhet. Az eljárás elvéből következik, hogy hibakeresés mellett kiválóan alkalmazható falvastagságok meghatározására is (csövek, tartályok stb. esetén). Ma erre már speciálisan kialakított készülékeket alkalmaznak (falvastagságmérők), amelyek azonnal számszerűen kiírják az eredményt (nincs katódsugárcsöves képernyő). Ezek a műszerek nagyon egyszerűen működnek, hiszen tulajdonképpen az ultrahang kibocsátásától a hang megérkezéséig eltelt időt mérik. A terjedési sebesség ismeretében az ultrahang által megtett út (falvastagság) számítható. Az impulzus-visszhang eljárás előnye, hogy egyetlen fej elég a vizsgálathoz, tehát csak az egyik oldali hozzáférést igényli, továbbá a hiba mélysége (elhelyezkedése) megállapítható. Hátránya viszont, hogy a hullámokra nem merőleges felületekről visszavert hullámok nem foghatók fel (legalábbis ugyanazzal a fejjel), továbbá ismerni kell a vizsgált darab geometriai alakját, a hibalehetőségek fajtáját, a helyes értékelés érdekében. Az ultrahangos vizsgálat előtt a felületet feltétlenül meg kell tisztítani (revétlenítés, rozsdátlanítás, stb.). A felületre az ultrahang biztos bejuttatása érdekében a már említett csatoló folyadékot fel kell vinni, ezután végezhető a vizsgálat. Leggyakoribb alkalmazási területe különböző gépszerkezetek (tengelyek, rudak, csövek, csapágyak, stb.), valamint a hegesztett kötések vizsgálata. Az ultrahangvizsgálat korszerű eljárása a hibakereső anyagvizsgálatoknak, így napjainkban alkalmazásuk egyre bővül. A berendezések általában kicsik, könnyűek, hordozhatók, akkumulátorról működtethetők, így a helyszíni vizsgálatokkor nagyon jól használhatók. Az ultrahang az élőlényekre nem veszélyes. A vizsgálat legnagyobb hátránya, hogy az érzékelt jelek helyes kiértékeléséhez nagyon nagy gyakorlatra van szükség, így az sok zavar, tévedés és ellentmondás forrása lehet. Továbbá a vizsgálat dokumentálása nagyon nehéz (nincs film, stb.), amely elsősorban a régebbi, illetve az egyszerűbb berendezéseknél gondot okozhat. Korszerű berendezéseknél a számítástechnika bevezetése, lehetővé teszi a vizsgálatok kiértékelésének egyszerűsítését, valamint az adatok tárolását (pl. ún. hibatérkép készítés stb.). 14

A vizsgálatokat olyan anyagok esetén lehet alkalmazni, ahol a hanghullámok gyengülése illetve szóródása kicsi (acélok, könnyűfémek, keményfémek stb.). Rosszul vizsgálható az öntöttvas, az ausztenites acél, a réz és rézötvözetek.

15

Ellenőrző kérdések:                 

Sorolja fel a legfontosabb hibakereső roncsolásmentes vizsgálati eljárásokat. Milyen technológiai eljárások, ill. lépések hatására keletkezhetnek repedések, ill. üregek az ötvözetekben? Milyen tényezők befolyásolják a roncsolásmentes vizsgálatok megbízhatóságát? Milyen vizsgálatok alkalmasak a munkadarab felületén lévő hibák kimutatására? Milyen vizsgálatok alkalmasak a munkadarab belsejében lévő hibák kimutatására? Milyen típusú endoszkópokat ismer? Melyek a penetrációs vizsgálat lépései? Mi a mágneses repedésvizsgálat elve? Milyen anyagok vizsgálatára alkalmazhatunk mágneses repedésvizsgálatot? Milyen anyagjellemzők változásának detektálására alkalmas az örvényáramú vizsgálat? Milyen anyagoknál alkalmazható az örvényáramos vizsgálat? Milyen tényezők határozzák meg az örvényáramú anyagvizsgálat behatolási mélységét? Hogyan működik a röntgencső? Miben tér el a röntgen és az izotópos vizsgálat? Mi az ultrahangos vizsgálat két legfontosabb alkalmazási területe? Mit jelent a hangátbocsátásos, illetve az impulzusvisszhang vizsgálat? A hiba milyen jellemzőjét lehet meghatározni ultrahangvizsgálattal?

16

A roncsolásmentes vizsgálatok labor menete A gyakorlat célja: a legfontosabb hibakereső anyagvizsgálati módszerek bemutatása. A gyakorlat elméleti összefoglalóból és gyakorlati bemutatóból áll. Elméleti összefoglaló A hibakereső anyagvizsgálat fogalma, jelentősége a minőségbiztosításban. Folytonossági hiányok fogalma, síkszerű hibák, térfogati hibák. Módszerek:  Folyadék behatolásos vizsgálat,  Mágneses repedésvizsgálat,  Örvényáramos vizsgálat,  Akusztikus emisszió,  Ultrahangos vizsgálat,  Radiológiai vizsgálatok. Gyakorlati bemutató: Az elméletben bemutatott módszerek többségét a gyakorlat során demonstrációs jelleggel bemutatjuk a tanszéki laborban. A gyakorlati bemutató két párhuzamos csoportban zajlik váltva 15-15 perc kimértben. A. mérőcsoport számára bemutatandó mérési módszerek:  Szemrevételezéses vizsgálat eszközeinek bemutatása,  Ultrahang vizsgálat demonstrálása (etalonon),  Röntgen vizsgálat elve, röntgen filmek bemutatása. B. mérőcsoport számára bemutatandó mérési módszerek:  Folyadék penetrációs vizsgálat bemutatása (előre előkészített darabon),  Mágneses repedés vizsgálat bemutatása (járom mágnessel),

A jegyzőkönyvhöz űrlap letölthető a tanszéki honlapról : www.att.bme.hu Javasolt időbeosztás Balesetvédelmi oktatás, és a félévi tudnivalók ismertetése Számítógépi prezentációval segített elméleti összefoglaló Szemrevételezéses vizsgálat, ultrahang vizsgálat, röntgen vizsgálat Folyadék penetrációs vizsgálat, mágneses repedés vizsgálat

17

5 perc 55 perc 15 perc 15 perc

2 Ötvözetek mikroszkópos vizsgálata A fémvizsgáló mikroszkóp Mivel fémekből átlátszó preparátumokat nem lehet készíteni, mikroszkópi vizsgálatuk áteső fénnyel nem végezhető el. A használatos fémmikroszkópok többsége Le Chatelier rendszerű, vagy fordított mikroszkóp (2.1 ábra). Ilyen a gyakorlaton megismerendő és használandó mikroszkóp is.

2.1 ábra A fémvizsgáló mikroszkóp elvi vázlata A tárgy a függőleges tengelyű objektív lencserendszer fölött vízszintes síkban fekszik. Nagyobb nagyítások esetén a tárgy és az objektívlencse olyan közel vannak egymáshoz, hogy a megvilágítás is csak az objektíven keresztül valósítható meg. Ezért ez a megvilágítási mód van alkalmazva a gyakorlaton használt minden objektívnél (a kisebb nagyítások esetén is). A megvilágító fényt - a világító izzótól kiindulóan - belső lencséken és prizmákon áthaladva egy plánparalel üveglemez vetíti az objektív lencséjén keresztül a vizsgálandó tárgy felszínére. Az objektívlencse felbontóképessége (d) alatt azt a legkisebb tárgytávolságot értjük, aminek végpontjait már külön pontként képezi le a lencse:

d

 , 2n sin 

ahol:   - a megvilágító fény hullámhossza (450-650 nm);  n -a tárgy és az objektív közötti ún. immerziós közeg törésmutatója (0,9-1,52);   - az optikai tengely és az objektívbe még bejutó legszélső fénysugarak által alkotott kúp félszöge (2.2. ábra).

2.2. ábra Az optikai tengely és az objektívbe még bejutó legszélső fénysugarak által alkotott kúp félszögének szemléltetése levegő és olaj közeg esetén Az nsin szorzatot numerikus apertúrának is nevezik. Az immerziós közeg leggyakrabban cédrusolaj, amelynél n=1,52. Az emberi szemlencse felbontóképessége „normális látás távolságában” (250 mm) a személyi adottságoktól függően 0,07-0,13 mm. 18

A hasznos nagyítás a szemlencse és az objektívlencse felbontóképességének hányadosa. További nagyítással a tárgy képe csak elmosódottabb lesz, és az egyébként látható terület egy része elveszik. Emiatt az optikai mikroszkópokat legfeljebb 2000-szeres nagyításúra készítik. A mikroszkóp felbontóképessége tehát csak az objektívtől függ, nagyítása az objektív és az okulár rendszer nagyításának szorzata. A mélységélesség (az a tárgytávolság különbség, amelyen belül a kép élessége érdemben még nem romlik) az optikai mikroszkópoknál a nagyítás növelésével 1 m nagyságrendig csökken (ez az alapvető oka annak, hogy csak sík minták vizsgálhatók, és hogy nagyobb nagyításokhoz gyengébben maratott mintafelületek szükségesek). A hasznos nagyításnál nagyobb mértékű nagyítás esetén a kapott kép kontrasztossága csökken. A mikroszkópi (metallográfiai) próbatest kivétele és előkészítése A próbadarab kivételének helyét úgy kell megválasztani, hogy az jellemző legyen a vizsgálandó tárgyra, és az esetleges anyaghibás részeket is magába foglalja. A próbadarab optimális mérete 2025 mm élhosszúságú kocka, vagy ugyanekkora átmérőjű és magasságú henger (a vizsgálandó felület mérete: 1-3 cm2). Ha a vizsgálandó tárgy mérete ennél nagyobb, akkor a megfelelően kiválasztott próbadarabot forgácsoló eljárással (fűrészelés, marás stb.) munkáljuk ki belőle. A próba kivételénél ügyelni kell arra, hogy a próbadarab hőmérséklete kimunkálás közben jelentősen ne emelkedjen meg (max. 100 °C), mert nagyobb hőmérsékleten az anyag szövetszerkezete megváltozik. Ha a próbadarab kicsi (huzal, vékony lemez stb.), akkor az előkészítés előtt megfelelően kialakított mechanikus (csavaros) tartóba kell befogni (2.3. ábra).

2.3. ábra Csavaros szorítású próbatest befogó Kisebb mintaméretnél - elektronikai eszközöknél ez a gyakori eset - a manipulálhatóság érdekében a mintát gyorsan szilárduló műgyantába szokás ágyazni (2.4. ábra).

2.4. ábra Műgyantába ágyazott próbatestek. A vizsgálathoz a próbadarabon először nagyon sima, sík felületet kell kialakítanunk, először öt - hat féle, egyre finomabb szemnagyságú csiszolópapírral. A csiszolópapír szemcséinek anyaga általában korund (Al2O3), vagy szilíciumkarbid. Ügyelni kell arra, hogy mielőtt finomabb szemcsenagyságú papíron folytatnánk a csiszolást, a próbatestet alaposan meg kell tisztítani, nehogy durvább csiszoló szemcse kerüljön tovább vele. Minden papírfokozaton addig kell csiszolni, amíg az előző 19

durvább szemcséjű papírral létesített karcok, és ezzel a durvább képlékeny deformáció rétege teljesen el nem tűnik. A legfinomabb papírral már készre csiszolt mintafelületet az eltorzult felületi réteg eltávolítása céljából tovább fényesítjük (polírozzuk). Ezt általában finom posztóval bevont forgó korongon végezzük, amelyre vízben szuszpendált finom szemcséjű timföldet (Al2O3) öntünk. A jó polírozás (fényesítés) után a minta felületén a mikroszkópban sem látható karcolás, vagy felületi elkenődés. Nagyon jó minőségű fényesítést lehet elérni gyémántpasztákkal, de magas áruk miatt csak különleges esetekben használatosak. A fényesítés elektropolírozással is végezhető. A próbatestet anódként kapcsolva, megfelelő elektrolit, áramsűrűség, hőmérséklet, idő paraméterek betartásával főleg homogén szilárd oldatos anyagokat lehet jól előkészíteni. A készre fényesített minta tisztítását általában alkoholos mosással fejezzük be. A polírozott minta síktükörként viselkedik. Ilyen állapotban vizsgálhatók a repedések, üregek, nemfémes zárványok (pl. oxidok, szulfidok), és az egymástól eltérő színű fázisok (pl. alumínium oldali szilárd oldat és az Mg2Si fázis). A legtöbb anyagnál a fázishatárok és a kristályhatárok láthatóvá tétele maratással történik. Ezt a minta anyagát oldó, vagy az egyes fázisokat elszínező oldatokban végezzük.

2.5. ábra A maratás eredménye homogén, irányfüggetlenül maródó szemcseszerkezet esetén. Homogén ötvözetekben (2.5. ábra) a marószer vagy a krisztallitok határvonalát támadja meg, és ott „árkot” old, vagy úgy kezdi oldani a kristályok anyagát, hogy sok, de apró méretű „lépcsőt” hoz létre a felületeken (2.6. ábra). Ezek az egymással párhuzamos - alacsony Miller-indexű - síkok, a rájuk eső fényt is ennek megfelelően adott irányban tükrözik. Ferde, változó irányú megvilágítás alkalmazásával az így maródott homogén minta kristályai különböző árnyalatúaknak látszanak (a jelenség neve: diszlokált reflexió.) Ezzel az eljárással a csiszolatokon a mikroszkópon látható nagyságú gödröket, ún. maratási idomokat is létre lehet hozni. Geometriájukból a krisztallitok orientációja határozható meg.

2.6. ábra A maratás eredménye homogén, irányfüggően maródó szemcseszerkezet esetén.

20

Heterogén, többfázisú ötvözetekben általában az egyik fázis erősebben oldódik (2.7. ábra).

2.7. ábra A maratás eredménye heterogénen maródó szemcseszerkezet esetén. Mikroszkópi (metallográfiai) vizsgálatok Mivel általában nagyon kicsi felület értékelése alapján kell az egész tárgyra következtetéseket levonnunk, nagyon fontos, hogy a próbatesten a vizsgálatra kiválasztott terület képe a vizsgálandó anyagra valóban jellemző legyen. (A terület kiválasztása előtt a mikroszkóppal a minta teljes felületét végig kell nézni, és olyan területet kell kiválasztani, amely a teljes mintára jellemző. Amennyiben több jellemző terület is megkülönbözethető, mindegyik terület külön elemzése ajánlott.) Polírozott próbatestek mikroszkópos vizsgálata Polírozott (fényesített) próbatesten vizsgálhatók: a felületre kifutó repedések, üregek, zárványok, a töretfelületek és a felületen található önálló színű fázisok. A vizsgálat kiterjedhet az elemzés alatt álló hibák, töretfelületek és fázisok alakjára, méretére és eloszlására. Maratott próbatestek mikroszkópos vizsgálata Maratás után a kialakult domborzat (árok, lépcsőképződés), vagy szín szerint elkülönülnek egymástól az egyes fázisok, szövetelemek. Átlagos szemcseméret meghatározása a szemcseátmérő megmérésével A polikristályos fémek egyes kristályait egymástól az érintkező felületek, kristályhatárok (szemcsehatárok) határolják el. Mivel a polírozott felület síkja az egyes kristályokat (szemcséket) középen, másokat pedig a csúcsuk közelében metszi, a metszeten akkor is különböző nagyságú szemcserajzolatokat kapunk, ha az anyag csupa egyforma szemcsékből áll. (Azonos méret esetén természetesen a legnagyobb méretű metszet adná a valódi szemcse méretet.) A szemcsék méretét azonban mérés előtt nem ismerjük. A szemcsék mérete az esetek többségében nem azonos. Jellemzésükre általában több kristály méretéből képzett számtani középérték az ún. átlagos kristályméret a jellemző. A módszer lényege, hogy kellő számú (általában 100 db) kristálynak a két egymásra merőleges (vagy a legnagyobb és a legkisebb) méretét az okulár lencse osztásértékének egységében megmérjük. A mérések eredményét átlagoljuk. Az átlagolt érték valódi méretét az azonos nagyításban elvégzett hitelesítéssel megállapítjuk. A megállapított méret hosszúság mértékegységű.

21

Átlagos szemcsenagyság meghatározása adott területre jutó szemcsék számából Ezt a mérést olyan okulár lencsével lehet elvégezni, ahol a lencse belsejében egy kör terület látható. A méréshez először hitelesítő eszközzel (tárgymikrométer) meg kell mérni a kör átmérőjét és meg kell határozni mm2 egységben a kör területét. Ezután le kell számolni a kör által behatárolt terület részén elhelyezkedő egész szemcsék számát (2.8. ábra pontozott szemcséi), majd meg kell határozni a körvonal által metszett szemcsék számának a felét (2.8. ábra vonalkázott szemcséi). A kör területéből és a két szám összegéből képzett hányados megadja egy szemcse átlagos területét. A területből (pl. gyököt vonva) az átlagos kristályméret is meghatározható.

2.8. ábra A szemcsenagyság meghatározásának egyik (területalapú) módszere. Átlagos szemcsenagyság meghatározása összehasonlító képsorozattal A szemcseméret mérésének harmadik módja a próba 100-szoros nagyításban vizsgált képének ismert szemcsenagyságú anyagok szövetképével vagy ún. összehasonlító képsorozattal történő összevetése. Ipari körülmények között a szemcsenagyság meghatározása általában eszerint a módszer szerint történik. Az összehasonlító képsorozatok 100-szoros nagyítással készítve 1-10 fokozatból állnak (2.9. ábra). A szemcsenagyság fokozat megfelel az egyik összehasonlító képnek, megadása a fokozatszám megjelölésével történik (például az 1.9. ábránál G = 5). Amennyiben a szemcseméret egyik összehasonlító képnek sem felel meg, megjelölése a nagyobb és a kisebb fokozat együttes megadásával történik (pl. G = 4-5). Az összehasonlító képsorozatok úgy vannak összeállítva, hogy az 1 mm 2-re eső szemcseszám „m” és a szemcsenagyság-fokozatszám „G” között az összefüggések az alábbiak:

m  2 G 3 G  lg( m  2)  3

22

2.9. ábra Összehasonlító képsorozat a G=5 szemcsenagyság fokozathoz A számított szemcsenagyság fokozatot kis eltérés esetén egészre kerekítve, a középérték közelében mindkét fokozat megjelölésével kell megadni. Durvaszemcsés anyagok (pl. trafólemezek) esetén a „0” vagy negatív előjelű fokozatszám is értelmezhető. Fázis-arány (szövetelem-arány) mikroszkópos vizsgálata A szemcseméret meghatározás mellett gyakori feladat a szövetelem-arány meghatározása. A szövetelemek rajzolatának rendelkezésre állása esetén ennek egy lehetséges módja a planimetrálás. Ilyenkor a vizsgált fáziselem (szövetelem által elfoglalt területet és a vizsgált összterületet a területmérésre alkalmas planiméterrel meghatározzák. A mért fáziselem területeinek összességét (FT) és az egész képterületet (KT) ismerve, a mért fáziselem (szövetelem) és a másik (nem mért) fáziselem (szövetelem) hányadosa az alábbi módon számítható ki: Mért fáziselem mennyisége / másik fáziselem mennyisége =

FT . KT  FT

Mikroszkópi vizsgálatok esetén az egyensúlyihoz közeli állapotú ötvözetekben két fázis (vagy két szövetelem) fázisarány (ill. szövetelem-arány) mérése az ún. Rosiwall-módszer szerint történik (2.10. ábra).

23

2.10. ábra A fázisarány (szövetelem-arány) mérésének elve Az okulárskála alkalmazásával okulár osztással lemérjük, hogy a kiválasztott (pl. a sötétebb árnyalatú) fázisok a teljes skálahosszból (L) összesen hány osztásrészt (FL i) takarnak le. Természetesen a skálaosztások többi része a másik fázis (szövetelem) által elfoglalt osztások összességéhez (L - FLi) tartozik. Az adott irányban a mért fázisarány értéke: FLi / (L-FLi). Az okulárskála forgatásával elegendően sok helyen megismételt méréssel a fázisok arányának átlagértéke is megadható. A fázisok vagy a szövetelemek arányának, kémiai összetételének és sűrűségének ismeretében – homogén és izotróp anyagot feltételezve - a vizsgált anyag kémiai összetétele közelítőleg meghatározható. A mérlegszabály alkalmazásával a vizsgált minta összetétele az alábbi: G G  G1 c 1  c 2 , ahol: Gc1 G  G1 - a mért fázis (szövetelem) tömege;  G - az összes fázis (szövetelem) tömege G = G1+G2;  c1 - a mért fázis (szövetelem) kémiai összetétele;  c2 - a másik (nem mért) fázis (szövetelem) kémiai összetétele. A Rosiwall-mérés alapján a vizsgált minta összetétele az alábbi: FL 1  FL  1  c c1  1  1  c 2 L  L    ahol:  FL - a mért fázis (szövetelem) összegzett átlagos hossza az okulár skála osztásértékében;  L - a teljes skála hossza az okulár skála osztásértékében;  1 - a mért fázis (szövetelem) sűrűsége;  ρ - a vizsgált „c” összetételű próba (ötvözet) sűrűsége;  c1 - a mért fázis (szövetelem) kémiai összetétele;  c2 - a másik (nem mért) fázis (szövetelem) kémiai összetétele. Amennyiben a vizsgált fázis, és a nem vizsgált fázis sűrűsége közel azonos, vagyis: 1  2 1   1   2 akkor a fenti összefüggés a mérlegszabályból adódó formulához hasonló alakra egyszerűsödik: FL  FL  c c1  1  c 2 L L  

24

amelyben a két fázis összetételén kívül már csak a mért fázis átlagos vonalhosszának és a skála hosszának hányadosa (FL / L) szerepel. Mikroszkópi hitelesítések Az okulárskála hitelesítésére általában kétféle etalon (más néven: tárgymikrométer) áll rendelkezésre. Az egyik üveglapra készül és a mikroszkópi megvilágításban fehér skálát szolgáltat (2.11. ábra). A képen jól láthatók a 0,01 mm (10 μm) nagyságú egységek mellett az ötszázadonként és a tizedenként elhelyezkedő osztások is. A mérésnél az 0,01 mm osztások között becsült értékek nagyságrendje m.

2.11. ábra A „fehér osztású” tárgymikrométer mikroszkópi képe A szokásos másik megoldásként készülő etalon fém alapon található és a mikroszkópi megvilágításban fekete vonalakkal jelenik meg (2.12. ábra). Mindkét etalon alkalmazásának az a célja, hogy a mikroszkópi vizsgálat során az adott vagy beállított nagyítással vizsgált / elemzett tárgy méreteiről a vizsgálatot végző személy megfelelő pontos információval rendelkezzék. Az etalonok (tárgymikrométerek) alkalmazásának előnye, hogy bármely mikroszkópon és bármely nagyítás esetén alkalmazhatók, attól függetlenül, hogy az egyes mikroszkópok vizsgáló rendszerei egymástól általában eltérőek.

2.12. ábra A „fekete osztású” tárgymikrométer mikroszkópi képe. Az okulárskála hitelesítése tárgymikrométerrel Az okulárskála hitelesítése azzal kezdődik, hogy az adott nagyításban az okulár lencsébe nézve a tárgyasztal mozgatásával megkeressük a tárgymikrométer képét. Az okulárlencse forgatásával és a 25

tárgyasztal mozgatásával az okulárskála és a tárgymikrométer skálát egymással fedésbe hozzuk. A tárgyasztal mozgatásával az okulárskála egyik szélét a tárgymikrométer legközelebb eső osztásával fedésbe hozzuk, majd leszámoljuk, hogy az okulárskálára az egyik végétől a másik végéig hány tárgymikrométer osztást esik. (Lehetőleg mindig a teljes okulárskála hosszt célszerű vizsgálni, mert a hosszmérés hibája annál kisebb, minél nagyobb a hosszmérés bázistávolsága.) Az okulár skála hitelesítése „házi etalon” alkalmazásával A mikroszkópi mérések elősegítése érdekében minden mérőhelyhez „házi etalon” is készült. Az egyik házi etalon képét a 2.13. ábra mutatja be.

2.13. ábra Az egyik „házi etalon” mikroszkópi képe Minden házi etalon két egymással párhuzamos és egy mindkettőre merőleges vonalat tartalmaz. A házi etalonok hitelesítése úgy történt, hogy a két párhuzamos karc bal szélének távolságát mértük meg közvetlenül a merőleges vonal felett tárgymikrométer segítségével (2.14. ábra). A hitelesítés eredménye a házi etalonok jobb oldalán látható törtszám mm egységben. (Az ábrán látható „s” távolság hiteles értéke: 0,378 mm.) Az okulárskála osztásértékeivel megmérve és a tizedosztásokkal megbecsülve az „s” távolságot az okulárskála a „házi etalon”-nal is hitelesíthető. Például: ha s = 82,5 [osztás] = 0,378 [mm], akkor: 1 [osztás] = 0,378 / 82,5 [mm].

2.14. ábra A „házi etalon” hitelesített értékének szemléltetése A mikroszkópi gyakorlatokon elvégzendő feladatok A mérésekhez előkészített csiszolatok állnak rendelkezésre. A vizsgálatokat Epityp 2 fémmikroszkópon végezzük (2.15 ábra). A mikroszkóp üzembe helyezése (szerkezeti ábra a mérőhelyen) Feszültség alá helyezzük a mérőhelyeket, majd bekapcsoljuk a fémmikroszkóp világítását az adaptereken lévő kapcsolóval. Ekkor az objektív és okulárlencse megvilágosodik, ha a fényirány 26

állító forgatógomb a megfelelő szélső állásban van. Ez a forgatógomb az egyik szélső állásában a visszaverődő fény irányát az okulár lencséhez irányítja egy prizma segítségével. A forgatógomb másik szélső állása a fényt a fényképezőgép helyének optikai tengelyéhez vetíti. (Ilyenkor az okulár lencse látótere sötét.) A vizsgálandó próbatest fényesített, vagy fényesített és maratott felületét óvatosan helyezzük a tárgyasztal nyílására úgy, hogy a vizsgálandó felületrész az objektívlencsével szembe kerüljön. FONTOS: a fényesített felülettel a tárgyasztalon lévő porszemekre támaszkodó próbatest tologatása mindenkor a próbatest tükrös felületének megkarcolását eredményezi. A próbatest mozgatása minden esetben úgy történjen, hogy nem magát a próbatestet, hanem a próbatestet tartó tárgyasztalt mozgatjuk. A vizsgálatok elkezdésekor először a jobb oldalon elhelyezkedő nagyméretű (durva) tárgyasztalemelő gombbal keressük meg a mikroszkópi kép környezetét. Akkor vagyunk a mikroszkópi kép környezetében, amikor a nagyméretű (durva) tárgyasztal-emelő gomb mozgatásával az okulárlencsében a kép megvilágosodik. A nagyméretű (durva) tárgyasztal-emelő gomb alatt elhelyezkedő kisméretű (finom) emelőgombbal tudjuk a képet élesre állítani. A kép fényerőssége az apertúra fényrekesz állítható tárcsájával változtatható. A képmező szélén elhelyezkedő árnyék eltüntetésére, a mikroszkóptestben hasznosuló fényterület beállítására és a fényszóródás csökkentésére a látótér határoló fényrekeszt mozgató forgatógomb szolgál. A szükséges nagyítás objektívváltással, a tárgyasztal alatt elhelyezkedő revolverfej lefelé történő elmozdításával, majd a revolverfej következő pozícióba történő elforgatásával állítható be.  az objektívek nagyítása: 4×, 10×, 25×  az okulár nagyítása: 12,5×  a beállítható nagyítások értéke: 50×, 125×, 312,5×

2.15. ábra A mikroszkóp felépítésének vázlata és fényképe Az Mg2Si vegyülettartalom meghatározása (100% összetételű) Mg2Si vegyület és 13% Mg2Si vegyülettartalmú eutektikum szövetelemek arányának mérésével A legnagyobb nagyításban a skála kb. függőleges helyzetében - Rosiwall eljárással – a tized osztásokat is megbecsülve megmérjük az okulár skálájára eső vegyülethosszakat. Az összes

27

vegyületre jutó skálahossz összeadásával meghatározzuk a függőleges helyzetre a vegyület és a teljes skálahossz arányát (FL1/L). Anélkül, hogy a próbatestet elmozdítanánk és az okulárlencsébe belenéznénk, elfordítjuk az okulárskálát kétszer ~60°-al az óramutató járásával egyező irányba, majd ismételten elvégezzük a vegyület és a teljes skála arányának mérését (FL2/L, illetve (FL3/L). Kiszámítjuk a 6 mérés számtani átlagát: FL 1  FL1  FL2  FL3     L 3 L  Ezzel a vegyület és az eutektikum közelítő aránya: FL V  L E 1  FL L Felírva a mérlegszabályt egy hipereutektikumos pontra: V (100 - x) = E (x -13). Amelyet átalakítva: V x  13  E 100  x amiből pedig a kérdéses összetétel (x, vagyis a Mg2Si aránya) könnyen kifejezhető (százalékban). Az okulárskála hitelesítése Üveg tárgymikrométerrel: Az üveg tárgymikrométert óvatosan a tárgyasztalra helyezzük. A legkisebb nagyítással kezdve a legnagyobb nagyításig - a tárgyasztal mozgatásával – megkeressük, és középre helyezzük a skálát (két darab koncentrikus körben helyezkedik el). Az okulárlencse forgatásával és a tárgyasztal mozgatásával az okulárskála és a tárgymikrométer skálát egymással fedésbe hozzuk. A tárgyasztal mozgatásával az okulárskála egyik szélét a tárgymikrométer legközelebb eső osztásával fedésbe hozzuk, majd leszámoljuk, hogy az okulárskálára az egyik végétől a másik végéig hány tárgymikrométer osztást esik. Lehetőleg mindig a teljes okulárskála hosszt célszerű vizsgálni, mert a hosszmérés hibája annál kisebb, minél nagyobb a hosszmérés bázistávolsága. Az okulárskála hitelesítése „házi etalonnal”: A fényezett felülettel lefelé óvatosan felhelyezzük a tárgyasztalra a házi etalont tartalmazó próbát. A legkisebb nagyítással kezdve a legnagyobb nagyításig - a tárgyasztal mozgatásával - megkeressük és középre helyezzük azt a helyet, ahol a két párhuzamosan karcolt vonal és a rájuk merőlegesen karcolt vonal együtt látható (2.13. ábra). A legnagyobb nagyításban okulár egységben megmérjük (és tizedegységben megbecsüljük) a vízszintes vonal felett a mindkét karc bal oldalán (vagy mindkét karc közepén) mérhető távolságot (2.14. ábra „s” értéke). Az „s” érték megmérése után a „házi etalon” jobb oldaláról leolvassuk az „s” értékhez tartozó hitelesített értéket, majd kiszámoljuk az okulár skála osztásértékét mm egységben. Pl. a 2.14. ábra adataival: az okulárskála osztásértéke [mm/osztás egységben] = 0,378 mm / s [osztásban]. Átlagos krisztallitméret meghatározása okulárskálával Al-Mg2Si ötvözet esetén: Az Mg2Si vegyületet tartalmazó próbatestet – a tükrösített felülettel lefelé – óvatosan a mikroszkóp tárgyasztalára helyezzük. A legkisebb nagyításban kiválasztott átlagos területet a tárgyasztal mozgatásával az okulárskála közepére helyezzük. A revolverfejben lévő következő nagyítású objektív függőleges helyzetbe állításával eggyel nagyobb nagyítási 28

fokozatban újra megkeressük a mikroszkópi képre jellemző átlagos területet. A nagyítás a legnagyobb értékig (rendszerint 312,5×) növelése után kiválasztjuk a megmérni kívánt egyedi, átlagosnak tűnő vegyületkrisztallitot. Az 2.16.a és 2.16.b ábra két képet mutat be ebben az állapotban. Az 2.16.a ábrán több kisméretű vegyület, az 2.16.b ábrán kevesebb nagyméretű vegyület található.

2.16 ábra Az „5” sorozat (a) és a „6” sorozat (b) jellemző képe A vegyületkrisztallitot a tárgyasztal mozgatásával középre helyezzük úgy, hogy annak befoglaló méreteit (az 2.17. ábra „a” és „b” értékei) az okulár skálával mind függőlegesen mind vízszintesen meg tudjuk mérni.

2.17. ábra Egy kiválasztott Mg2Si vegyületkrisztallit befoglaló méretei (a és b) A vegyület képét lerajzoljuk, és a befoglaló méreteket okulár osztásértékben megmérve és tizedes osztásértékben megbecsülve megadjuk. Ferrit szemcseméret mérése acél próbán: Egy szemcseméret méréséhez tartozó mikroszkópi képet az 2.18. ábra mutat be.

2.18. ábra A szemcseméret méréséhez tartozó mikroszkópi kép 29

A fényezett és maratott felülettel lefelé óvatosan felhelyezzük a tárgyasztalra az acél próbát. A legnagyobb nagyításban kiválasztunk a szemcseméret méréséhez egy átlagos ferrit kristályt. Okulár egységben megmérjük (és tizedegységben megbecsüljük) a kristály legnagyobb („n”) és nk legkisebb („k”) méretét. Képezzük a két szám számtani közepét: d  . 2 Más technikaként alkalmazható az is, hogy a szálkereszt közepének vonalába eső kristályok L távolságát (kristályhatártól-kristályhatárig) elosztjuk a két szélső kristályhatár között leszámolható L kristályok számával (n). Ekkor az átlagos szemcseméret értéke: d  . n A ferrit szemcseméret fokozat meghatározása A ferrit mm egységben meghatározott szemcseméretéhez a gyakorlatok helyén megtalálható MSZ 2657-85 jelzésű és a fémek szemcsenagyságának meghatározásáról szóló szabvány 200-szoros és 400-szoros nagyításának megfelelő szemcsenagyság fokozat meghatározása összehasonlító vizsgálattal. A 300-szoros nagyításnak megfelelő szemcsenagyság fokozat meghatározása a 200-szoros és a 400-szoros fokozat számtani középértékének képzésével. A 300-szoros nagyításnak megfelelő szemcsenagyság fokozathoz tartozó átlagos szemcseátmérő meghatározása a 8. oldalon található 4. táblázat felhasználásával. A mért átlagos szemcseátmérő („d”) és a szemcsenagyság fokozat alapján meghatározott szemcseátmérő értékeinek összehasonlítása.

30

Ellenőrző kérdések:  Mi az okulár feladata?  Mi az objektív feladata?  Hogyan számítjuk ki egy mikroszkóp össznagyítását?  Hogyan számítjuk az objektívlencse felbontóképességét?  Mi a hasznos nagyítás?  Mitől függ az objektívlencse felbontóképessége?  Hogyan helyezkedik el a minta és az objektív egymáshoz képest a fémvizsgáló mikroszkópok esetén?  Hogyan történik a minta megvilágítása a fordított rendszerű (Le Chatelier) mikroszkópban?  Mi a mélységélesség fogalma?  Miért tudunk csak sík mintákat vizsgálni fémvizsgáló mikroszkópokkal?  Ismertesse a metallográfiai mintaelőkészítés főbb lépéseit!  Hogyan lehet láthatóvá tenni a fázis- és szemcsehatárokat?  Hogyan hitelesíthetjük az okulárskálát?

31

A fénymikroszkópi vizsgálat menete Helye: Mikroszkópi Laboratórium (G épület 1. em. 119.) A gyakorlat során 1) Al-Mg2Si ötvözetekből készített minták hozzávetőleges összetételét határozzuk meg a mérlegszabály és a Rosiwall-módszer segítségével, 2) tárgymikrométerekkel hitelesítjük a mikroszkópok okulárosztásait, 3) valamint Al-Mg2Si vagy acél mintákon lemérjük néhány jellegzetes krisztallit méretét. A rendelkezésre álló berendezések, eszközök: 17 db fénymikroszkóp, üveg tárgymikrométerek (esetleg „házi” etalonok), csiszolatok (ez utóbbiak a szekrényben találhatók). A gyakorlat ajánlott menete: I.

Rövid számonkérés az útmutató ellenőrző kérdéseiből

II. Bevezetés, a gyakorlat elvégzéséhez szükséges tudnivalók ismertetése A fémvizsgáló mikroszkópok működési elvének ismertetése, a laboratóriumi mikroszkópok működésének bemutatása. A metallográfiai próbatestek (csiszolatok) készítési menetének ismertetése nagyvonalakban. A mérésekhez szükséges tudnivalók, azok elvének, menetének ismertetése. III. Mérés, elvégzendő feladatok A gyakorlat során meghatározandó 1) az Al-Mg2Si ötvözetekből készített minták hozzávetőleges összetétele a mérlegszabály és a Rosiwall-módszer segítségével, 2) az okulárosztás hitelesítése tárgymikrométerekkel, 3) valamint ennek alapján az Al-Mg2Si vagy acél egy-két átlagos krisztallit tényleges méretének meghatározása, továbbá a mellékelt jegyzőkönyv kitöltése. Mérés közben célszerű ellenőrizni, hogy a hallgatók a geometriai méréseket a legnagyobb nagyításban végzik-e el (ott a legkisebb a mérési és becslési hiba). Melléklet: a jegyzőkönyv űrlapja. További tudnivalók:  A hallgatók távozása előtt ellenőrizni kell a próbatestek és etalonok meglétét és állapotát!  Az óra befejezésekor ellenőrizni kell a mikroszkópok áramtalanítását!  A terem elhagyása előtt ellenőrizni kell az ablakok zárását és a villamos főkapcsoló kikapcsolását!  Az oktató a távozás előtt győződjön meg arról, hogy a terem ajtaja bezárt állapotban van! A gyakorlat elvégzésének lépései:  Számonkérés  A mikroszkóp működésének ismertetése  Az elvégzendő mérések ismertetése  Mérés

10 perc 10 perc 20-25 perc 45-55 perc

32

3 Mechanikai anyagvizsgálatok Szakítóvizsgálat A szakítóvizsgálat célja a szerkezeti anyagok terhelhetőségét, alakváltozó képességét illetve szívósságát (az anyag törésig tartó energiaelnyelő képessége) jellemző mérőszámok, valamint anyagjellemzők meghatározása. A mérőszámok és anyagjellemzők között az a lényeges különbség, hogy az anyagjellemzők a vizsgált próbatest geometriájától függetlenek. A szakítóvizsgálat az egyik legrégebbi, legelőször szabványosított roncsolásos anyagvizsgálat. Az első szakítókísérleteket Leonardo Da Vinci végezte kb. 1495-ben. Ebben az időben a teherviselő szerkezeti anyag a kötél volt. Vizsgálata során egy a kötélre erősített kosárba addig engedték a homokot, míg az el nem szakadt. A kötél teherbírását a homok tömege jellemezte. Vizsgálatai során felismerte, hogy a kötél teherbírása annak hosszával csökken. Ez ma már a szilárdságtan-a svéd W. Weibull (1939) nevével fémjelzett- statisztikai elméletének ismeretében kézenfekvő, hisz az un. „ leggyengébb láncszem” –amely a töréshez vezet- a térfogat növekedésével egyre nagyobb valószínűséggel fordul elő. A szakítóvizsgálat célja a szerkezeti anyagok terhelhetőségét, alakváltozó képességét illetve szívósságát (az anyag törésig tartó energiaelnyelő képessége) jellemző mérőszámok, valamint anyagjellemzők meghatározása. A vizsgálat elve: Az S0 kiinduló keresztmetszetű és L0 kezdeti hosszúságú próbatestet egytengelyű húzó igénybevétellel adott sebesség mellett addig nyújtunk, ameddig be nem következik a szakadás. A vizsgálat során mérjük a terhelés változását a darab nyúlásának függvényében. Egy jellegzetes szakító-próbatest képe látható az 3.1 ábrán.

3.1 ábra Egy hengeres szakító-próbatest kialakítása A vizsgálat során regisztráljuk az összetartozó erő-elmozdulás értékeket. Egy lágyacélra jellemző szakítódiagramot mutat a 3.2 ábra.

33

Fm

F, N

Fu

F eH

F eL

I.

II.

III.

L, mm

3.2 ábra Egy jellegzetes szakító diagram A diagram az alábbi szakaszokra bontható: I. Rugalmas alakváltozás A terhelés megszűnése után a darab visszanyeri eredeti alakját. II. Egyenletes alakváltozás A képlékeny deformáció a mérőhossz minden pontján azonos mértékű III. Kontrakció A képlékeny deformáció egy szűk tartományra korlátozódik. A 3.3 ábra mutatja az egyes szakaszokhoz tartozó próbatest geometriákat.

3.3 ábra A deformálódott próbatest alakja az egyes jellegzetes szakaszokban Szabványos mérőszámok Feszültségi jellemzők: Alsó folyáshatár: F N ReL  eL S 0 mm2 34

Felső folyáshatár: F N ReH  eH S 0 mm2 A képletekben S 0 a próbatest eredeti keresztmetszete (mm2), az egyes erők értelmezését a 3.4 ábra mutatja.

F eH F eL 3.4 ábra A folyáshatár értelmezéséhez tartozó erők Terhelt állapotban mért egyezményes folyáshatár: Fp 0.2 N R p 0.2  S 0 mm2 Az Fp 0.2 erő értelmezését a 3.5 ábra mutatja. F



l 1  0.2 % l0

 l1

l

3.5 ábra Az Fp 0.2 erő értelmezése Névleges folyáshatár: F N Rt 0.5  t 0.5 S 0 mm2 Az Ft 0.5 erő értelmezését a 3.6 ábra mutatja. F



 l2  0.5 % l0

 l2

l

3.6 ábra Az Ft 0.5 erő értelmezése 35

Terheletlent állapotban mért egyezményes folyáshatár: F N Rr 0.2  r 0.2 S 0 mm2 Az Fr 0.2 erő értelmezését a 3.7 ábra mutatja.

F



 l3  0.5 % l0

 l3

l

3.7 ábra Az Fr 0.2 erő értelmezése Szakítószilárdság F N Rm  m S 0 mm2 Az Rm erő értelmezését a 3.8 ábra mutatja.

Fm

F, N

Fu

F eH

F eL

I.

II.

III.

L, mm

3.8 ábra Az Fm erő értelmezése Alakváltozási jellemzők Százalékos keresztmetszet-csökkenés (kontrakció): S  Su Z 100 % S0 Ahol S 0 a próbatest eredeti, S u a próbatest törés utáni keresztmetszete. Százalékos szakadási nyúlás: 36

Jelölésük:

Lu  L0 100 % L0 L  L0 A 11.3  u  100 % L0 L  L0 A80  u 100 % L0

A

ha L0 = 5  d 0 ha L0 = 10  d 0 ha L0 = 80 mm

Mechanikai jellemzők, nem szabványos mérőszámok Mérnöki rendszer Feszültségek: F N 0  S 0 mm2 Alakváltozások: l  l0 S 0   1 l0 S ahol l egy tetszőlegesen rövidre választott mérőhossz pillanatnyi, míg l 0 ugyanannak eredeti hossza és S a próbatest pillanatnyi keresztmetszete, S 0 a próbatest kiinduló keresztmetszete. Valódi rendszer Feszültségek: F N  S mm2 Alakváltozások: S l   ln  ln 0 l0 S Fajlagos törési munka: u u J Wc    0 d    d cm 3 0 0 Az integrálok a 3.9 ábra alapján értelmezhetőek. u

-

Feszültség

-

m

e

Wm-u



 -

u

We We-m alakváltozás

3.9 ábra A fajlagos törési munka értelmezése A fajlagos törési munka közelítő meghatározására szolgál az alábbi összefüggés: R u J Wc  m  u 2 cm 3 37

Keménységmérés Az anyag képlékeny alakváltozással, különösen valamely mérőszerszám behatolásával, szembeni ellenállását keménységnek nevezzük. A korai keménységmérő eljárások (1822) a természetes ásványokon alapultak, még pedig azon a jelenségen, hogy a keményebb anyag karcolta a lágyabbat. Ezt a tulajdonságot sorba rakva az úgynevezett Mohs skála adódik, amelynek tetején a gyémánt található (keménység indexe 10), míg a skála alján a zsírkő helyezkedik el (keménység indexe 1). A bázisnak választott ásványokkal elvégezve a karcolási tesztet az adott anyag viszonylag egyszerűen besorolható volt két ásvány közé (az egyik ásványt az adott anyag már nem karcolta, a Mohs skálán alatta elhelyezkedő ásványt pedig már igen). A pontosabb mennyiségi vizsgálatok a későbbiek során alakultak ki, amelyek során adott geometriájú (nagy keménységű) mérőtest definiált körülmények között (erőhatás, sebesség, időtartam) a mérendő anyagból készült próbatest felületébe kell nyomni. A mérőtest által okozott képlékeny alakváltozás nyomát lemérve, egyszerű összefüggéssel meghatározható a keménységre jellemző számérték, amely relatív mennyiség, ami azt jelenti, hogy pontosan csak az azonos eljárással meghatározott mennyiségek hasonlíthatók össze.

A többi mechanikai anyagvizsgálathoz képest a keménységmérő eljárásokat többször használjuk mivel:  egyszerű, viszonylag olcsó eljárásokról van szó és a próbatest előkészítése nem igényel különleges módszert.  alapvetően roncsolásmentes eljárásokról van szó, mivel a keménységmérés minimális felületi nyomot hagy a darabok felületén.  más mechanikai tulajdonságok is leszármaztathatók a keménységmérési adatokból. A keménységmérő eljárásokat az alábbiak szerint csoportosíthatjuk:  Statikus mérések: Brinell, Vickers, Knoop, Rockwell eljárások  Dinamikus mérések: Poldi kalapács, szkleroszkóp, duroszkóp alkalmazása  Különleges mérések: Műszerezett mérés Statikus mérések Brinell eljárás A keménységmérés során keményfémből készített golyót kell F erővel a próbatest előkészített és síknak tekinthető felületébe nyomni (3.10 ábra). A mérőszerszám által okozott lenyomatról feltételezhető, hogy egy gömbsüveg. A Brinell-keménységmérés mérőszáma a terhelőerő és a lenyomat felületének a hányadosa F HBW  D h ahol D- golyóátmérő, h- gömbsüveg magassága. Mivel a fenti keménységdefiníció megfogalmazásakor a geometriai adatokat mm-ben az F terhelőerőt kp-ban mérték (ma N-ban) az azóta eltelt időszakban óriási adatmennyiség halmozódott fel, és azért hogy a régebben és a ma mért adatok könnyen összevethetők legyenek a fenti képlet ma használatos alakja 0.102 F 0.204 F HBW   D h  D D  D2  d 2





ahol d - a lenyomatátmérő mm-ben. A vizsgálattal foglalkozó szabványok pontos előírást tartalmaznak a méréshez használt golyók méretére (1-10 mm), a terhelő erőre (9,807 N – 29,42 kN), a vizsgálat időtartamára és a próbatest minimális vastagságára vonatkozóan. Ezeket az

38

adatokat jelen segédlet nem tartalmazza, a vonatkozó szabvány családban (MSZ EN ISO 6506:2006) lelhetők fel. F

D

h

d

3.10 ábra Brinell mérés elrendezése

3.11 ábra Vickers mérés elrendezése

A Brinell mérés során azonos anyag vizsgálatakor is különböző számértéket kaphatunk eredményül. Jellegzetes a terhelőerőnek a mérés eredményére gyakorolt hatása (3.12 ábra). Egy megadott átmérőjű golyóval különböző nagyságú erővel végezve a kísérleteket, a kapott lenyomatok és a terhelő erő közötti kapcsolat F  ad n alakban adódik, amelyet Meyer-féle hatványtörvénynek nevezünk. Az a és n paraméterek, anyagtól függő állandók. A kísérleti eredmények alapján n értéke különböző anyagokra különböző és általában 1,8-2,4 közé adódik. Az erő kifejezését az visszahelyettesítve az alábbi egyenletet kapjuk. 0.204 F HBW  2   n F    D  D  D 2     a     amiből nyilvánvaló, hogy az F érték nem esik ki az egyenletből, tehát a keménység értéke az erőtől függő érték. Amiatt, hogy egyértelmű legyen a keménység megadása a számértéket a HBW/ D golyóátmérő (mm)/ F terhelőerő (kp) / t terhelés időtartama (s) követi. A többi eljárással összehasonlítva a Brinell –módszernél keletkezik a legnagyobb (mély és széles) lenyomat. Ennek megfelelően a mérési eredmény mintegy átlagolja a lenyomat alatt elhelyezkedő anyag keménységét. Tipikusan öntöttvasak, színes-és könnyűfémek valamint ötvözeteik, továbbá lágyacélok vizsgálatára alkalmazzák. Mivel a keményfémet szúrószerszámként viszonylag nem régóta használják és nagyon sok helyen még acélgolyót is alkalmaznak, ezért ebben az esetben a Brinell mérőszámot HBS-sel jelöljük (S steel, acél).

39

3.12 ábra A Brinell keménység értékének változása a terhelőerő függvényében Vickers eljárás A Vickers eljárásnál (3.11 ábra) alkalmazott szúrószerszám gyémántgúla, amelynek lapszöge 136os. A keménység mérőszámának definíciója hasonlít a Brinell keménységéhez és számszerű értékét a következő összefüggés adja. 0.102 F 0.189 F HV   A d2 ahol F- terhelő erő N - ban, A-lenyomat felület mm2-ben, d - lenyomat átlóinak átlaga mm-ben. A Brinell keménységméréssel összehasonlítva a Vickers eljárás során alkalmazott terhelőerő jóval kisebb (9,81 N - 1177,2 N), mint a másik eljárásnál, ennek megfelelően a lenyomat is kisebb. Emiatt a lenyomat leolvasásához 50-100 szoros nagyítású mikroszkópra van szükség, és a mérés előtt gondosan elő kell készíteni a felületet. A Meyer törvény a Vickers mérés esetén is érvényes, csak a golyóátmérő helyett a lenyomatátlót kell a képletbe helyettesíteni. Mivel az n kitevő nagyon közel van a kettőhöz, emiatt a Vickers keménységi érték gyakorlatilag független a terhelő erőtől. A pontos keménységmegadáshoz a számértéket követően a HV/terhelőerő (kp)/mérési időtartam (s) adatokra van szükség. Ez az eljárás a Brinell keménységgel szemben, sokkal inkább a vizsgált anyagi környezet lokális jellemzőjét szolgáltatja. Mindenféle anyagminőséghez használható. A fentiekhez képest még kisebb terhelőerő tartományokban (1,961  F<49,03 N és 0,09807  F<1,961 N) kialakították, az úgynevezett mikrokeménység mérést, amellyel az anyag mikroszerkezeti jellemzői határozhatók meg (pl. szemcse keménység, egymás melletti eltérő fázisok keménysége) illetve nagyon vékony réteg mechanikai tulajdonsága vizsgálható. Mikrokeménység mérésnél a keménység érték mellett fontos megadni az alkalmazott terhelés nagyságát, HV jelet követően kp-ban, valamint a mérési időtartam értékét másodpercben kifejezve. Knoop eljárás Egy másik mikrokeménységmérő eljárás a Knoop keménységmérés, amelynél szintén gyémánt gúlát használnak. A mérőelem alakja a 3.13 ábrán látható. A gúla élei páronként 130˚ és 172,5˚-kal hajlanak egymáshoz. A lenyomat vetülete egy olyan rombusz, amelynek hosszabbik átlója 7,11szer nagyobb, mint a rövidebbé. A keménységi mérőszámot változatlanul a terhelő erő/lenyomat felület definíciónak megfelelően határozzuk meg 0.102 F 1.14484 F HK   A l2 40

ahol F - terhelő erő N - ban, A-lenyomat felület mm2-ben, l - lenyomat hosszabbik átlója mm-ben. A mérésnél alkalmazott maximális erő 9,807 N. A keménységi mérőszám megadását követően a HK jelet valamint a terhelő erőt kp-ban és a mérési időtartamot másodpercben kifejezve kell megadni. A megbízható mérés a felület gondos előkészítését kívánja meg.

120˚

3.13 ábra Knoop mérés elrendezése

3.14 ábra Rockwell mérőtestek

A Vickers és Knoop mikrokeménységmérő eljárásokat összehasonlítva a következők állapíthatók adott terhelés és anyag esetén:  a Vickers mérőtest kb. kétszer mélyebbre hatol az anyagba, mint a Knoop mérőtest  a Vickers lenyomat átlójának hossza a kb. harmada a Knoop lenyomat nagy átlójának  a Vickers eljárás kevésbé érzékeny a próbatest felületi minőségére, mint a Knoop eljárás  a Vickers eljárás jobban érzékeny a mérési hibákra, mint a Knoop eljárás  a Knopp eljárás alkalmasabb nagyon kemény, rideg anyagok vizsgálatára (pl. kerámia, üveg) mint a Vickers eljárás  a Knoop eljárás alkalmasabb elnyújtott mikroszerkezeti jellemzőkkel (szemcse, szövetelem) rendelkező anyag vizsgálatára, mint a Vickers eljárás Rockwell eljárás A Rockwell eljárás a mérés egyszerűségével tűnik ki a többi eljárás közül. Nincs szükség a felületi lenyomat geometriájának meghatározására, a szúrószerszám behatolási mélysége van közvetlenül kapcsolatba hozva a keménységi számmal. A próbatest felületi előkészítésével kapcsolatban kisebbek a követelmények, mint az előző eljárásoknál volt. A mérőelem kétfajta kialakítású (3.14 ábra). Az egyik 120°-os csúcsszögű gyémántkúp, a másik edzett acél vagy keményfém golyó, amelynek átmérője az eljárás típusától függ. Mindegyik eljárás az előterheléssel kezdődik (F0) ami biztosítja, hogy a felületet nem kell gondosan megmunkálni, majd ezt követi a főterhelés (F1) ami a mérőelem további benyomódását okozza. A mérés utolsó fázisában a főterhelést meg kell szüntetni, aminek következtében a mérőtest az előző pozíciójából visszarugózik (3.15 ábra). A benyomódási és visszarugózási folyamat egy a keménységre kalibrált mérőórával követhető. A Rockwell keménység mérőszáma a maradó benyomódás mélysége 0,002 mm-ben, vagy 0,001 mm-ben kifejezve. Ha a keménység mérőszámát a benyomódással kapcsolnánk közvetlenül össze, akkor a ”lágyabb” anyag nagyobb mérőszámot eredményezne, mint a ”keményebb anyag” és ez ellentétes lenne az eddigi keménységi mérőszámokkal. Ezért egy kellően megválasztott számból kell kivonni a benyomódás értékét ahhoz, hogy megfelelő mérőszámot kapjunk. A keménység értéke a benyomódást mérő óra megfelelő skáláján közvetlenül leolvasható.

41

F0

F0+F1

F0

5

1 2

6 4

3

3.15 ábra Rockwell keménységmérés lefolytatásának elvi vázlata 1- a lenyomat mélysége az F0 előterhelésnél; 2- A lenyomat mélysége az F1 főterhelésnél; 3- a rugalmas visszarugózás az F1 főterhelés levétele után; 4- a maradó lenyomat h mélysége; 5- a mintadarab felülete; 6- a mérés referencia síkja A különböző eljárások összefoglaló adatai a 3.1 táblázatban találhatók. 3.1 táblázat Rockwell eljárások adatai Keménységi jel

Szúrószerszám

Előterhelés, N

Főterhelés, N

HRA

Gyémánt kúp

98,07

490,3

HRB

Golyó 1,5875 mm

98,07

882,6

HRC

Gyémánt kúp

98,07

1373

HRD

Gyémánt kúp

98,07

882,6

HRE

Golyó 3,175 mm

98,07

882,6

HRF

Golyó 1,5875 mm

98,07

490,3

HRG

Golyó 1,5875 mm

98,07

1373

HRH

Golyó 3,175 mm

98,07

490,3

HRK

Golyó 3,175 mm

98,07

1373

HR15N

Gyémánt kúp

29,42

117,7

HR30N

Gyémánt kúp

29,42

264,8

HR45N

Gyémánt kúp

29,42

411,9

HR15T

Golyó 1,5875 mm

29,42

117,7

HR30T

Golyó 1,5875 mm

29,42

264,8

HR45T

Golyó 1,5875 mm

29,42

411,9

42

Keménység h 100  0.002 h 130  0.002 h 100  0.002 h 100  0.002 h 130  0.002 h 130  0.002 h 130  0.002 h 130  0.002 h 130  0.002 h 100  0.001 h 100  0.001 h 100  0.001 h 100  0.001 h 100  0.001 h 100  0.001

A golyót használó skáláknál acél golyó esetén „S”, míg keményfém golyó esetén „W” betűvel kell a keménységi jelet kiegészíteni. Az egyes Rockwell eljárások különböző alkalmazási területei a 3.2 táblázatban vannak összefoglalva. 3.2 táblázat Rockwell eljárások alkalmazási területei Eljárás HRA HRB HRC HRD HRE HRF HRG HRH HRK HRN HRT

Alkalmazási terület Vékony acéllemezek, vékony kérgek, cementált rétegek Lágyacélok ,réz és alumínium ötvözetek, temperöntvények Acélok, cementált acélok, titán ötvözetek, öntöttvasak, perlites temperötvények Vékony acéllemezek, cementált acélok, perlites temperötvények Öntöttvasak, alumínium és magnézium ötvözetek, csapágyfémek Lágy rézötvözetek, vékony, lágy lemezek Foszforbronzok, berilliumbronzok, temperöntvények Alumínium, cink, ólom Csapágyfémek, nagyon lágy anyagok Ugyanaz mint az A,C és D skáláknál, de vékonyabb rétegekhez Ugyanaz mint a B,F és G skáláknál, de vékonyabb rétegekhez

Dinamikus mérések Gyors, lökésszerű erőhatással végzett méréseket hívjuk dinamikus eljárásoknak. Az egyik csoportba tartozó eljárások alapvetően nem különböznek a szúrókeménységi módszerektől, mivel ebben az esetbe is a benyomódás következtében létrejött képlékeny alakváltozásból határozzák meg a mérőszámot. Legelterjedtebben alkalmazzák a Brinell keménységmérésen alapuló Poldi eljárást. A mérés lényege, hogy a mérendő tárgy keménységét egy ismert keménységű etalonnal való összehasonlítás alapján határozzák meg oly módon, hogy azonos nagyságú erő hat a próbatestre és az etalonra egyaránt. A mérés vázlata az 3.16 ábrán látható, ahol a Poldi kalapács acélgolyót tartalmaz. A mérés kiértékelése az alábbi egyenlet alapján végezhető el de2 HBx  HBe 2 dx ahol HBx , HBe  a próbatest és az etalon keménysége, d x , de  a próbatest és az etalon lenyomatának átmérője. A dinamikus keménységmérési eljárások másik csoportja a rugalmas visszahatás elvén alapul. Az egyik berendezés a szkleroszkóp (3.17 ábra) amelynek alkalmazása során egy gyémántfejjel ellátott kistömegű hengert ejtenek a vizsgálandó darab felületére egy függőleges csőben. A cső falán látható skálán mérhető a darabról visszapattant henger pozíciója. A szerszám gyakorlatilag nem hagy nyomot a munkadarab felületén . A mérendő tárgy tömege jelentősen befolyásolja a mérés eredményét. Minél kisebb a vizsgálandó darab tömege , annál nagyobb esély van arra , hogy a leeső szerszám rezgést keltsen a munkadarabban, csökkentve a visszapattanás energiáját. Ezért alapvetően nagytömegű tárgyak vizsgálatára alkalmazzák ez az eljárást.

43

3.16 ábra Poldi kalapács

3.17 ábra Szkleroszkóp 1.ejtősúly, 2.üvegcső, 3.libella, 4.próbatest

A duroszkóp mérési elrendezése látható a 3.18 ábrán. A vizsgálat kezdetén a mérőkalapács a felső pozícióban helyezkedik el, adott helyzeti energiával rendelkezve. A kalapácsot a mérendő darab felületére ejtve, a visszapattanás szöge jellemzi az anyag keménységét. A próbadarab tömege és a vizsgált felület érdessége befolyásolja a mérés eredményét.

3.18 ábra Duroszkóp 1. mérőkalapács, 2. doboz, 3. próbatest, 4. mutató Különleges mérések Műszerezett keménységmérés Az eddig ismertetett eljárások során a mérőszerszám és az anyag kölcsönhatásának folyamata helyett csak a folyamat végeredményét elemeztük, mivel az eljárások nem adtak lehetőséget a folyamat vizsgálatára. Az utóbbi évtizedekben kifejlesztettek olyan eljárásokat, amelyeknél az erőbenyomódás folyamatos regisztrálását lehet elvégezni, és amely alapján komplexebb mérőszámok határozhatók meg. A műszerezett keménységvizsgálatnál villamos erőmérő cellával és útadóval folyamatosan mérik a terhelő erőt (F) valamint az anyagba behatoló szúrószerszám rugalmas elmozdulását (h) és az így kapott adatokat számítógépes adatgyűjtő és feldolgozó rendszer segítségével kiértékelik. Egy jellegzetes erő benyomódási mélység diagram látható az 3.19 ábrán. A terhelés alacsony szintje ( mN ,  N ) és a benyomódás kis értéke (nm) nagyon pontos regisztrálást igényel, és emiatt az eljárás eddig főleg laboratóriumi körülmények között használható. 44

F

h Erő N



F=h

terhelés

p

tehermentesítés F=a(h-h0)

h0

m

benyomódási mélység nm

3.19 ábra Erő-benyomódási mélység görbe műszerezett keménységmérésnél A görbe kiértékelése a mérési eredmény analitikus feldolgozásán alapul A terhelés és tehermentesítés egyenletei az alábbi alakban írhatók fel. m F   h p , F  a  h  h0  ahol  , p és a, m a görbék illesztésére szolgáló paraméterek, h0  a nanoindenter benyomódási mélysége tehermentesített állapotban. A tehermentesítési görbe kezdeti szakaszához ( hmax ) kapcsolható a vizsgált anyag rugalmassági modulusza. F 2 tan    Er A h hmax  ahol A- a lenyomat felülete, Er  redukált rugalmassági modulusz, amelynek értéke az alábbi egyenlettel számítható. 1 1  2 1  vi2   Er E Ei E és  a próbatest, Ei és  i  a próbatest illetve az indenter rugalmas paraméterei. Az anyag keménysége, hasonlóan a szúrókeménység definíciós egyenletéhez az alábbi módon határozható meg. F H  max A

45

Ellenőrző kérdések:  Definiálja az alsó folyáshatár fogalmát, és dimenzióját.  Definiálja a felső folyáshatár fogalmát, és dimenzióját.  Definiálja a szakítószilárdság fogalmát, és dimenzióját.  Definiálja a kontrakció fogalmát.  Definiáljon egy százalékos szakadási nyúlás fogalmat.  Mekkora egy A  45% -os szakadási nyúlással rendelkező próbatest törés utáni mérőhossza, ha d 0 = 10 mm volt? 

Mekkora egy A 11.3  38% -os szakadási nyúlással rendelkező próbatest törés utáni mérőhossza, ha d 0 = 10 mm volt?

        

Definiálja a fajlagos törési munka fogalmát, és adja meg dimenzióját. Rajzolja fel a Brinell keménységmérés elrendezését. Adja meg a Brinell keménység kiszámítására vonatkozó képletet. Rajzolja fel a Vickers keménységmérés elrendezését. Adja meg a Vickers keménység kiszámítására vonatkozó képletet. Adja meg a HRB keménység kiszámítására vonatkozó képletet. Rajzolja fel a HRC keménységmérés elrendezését. Adja meg a HRC keménység kiszámítására vonatkozó képletet Írja fel a lenyomatok ismeretében a próbatest és az etalon keménysége közötti kapcsolatot Poldi kalapáccsal való mérés esetére.

46

A mechanikai anyagvizsgálatok menete A laborgyakorlat 90 perces. Javasolt időbeosztás: beugró 5-10 perc szakítás elméleti összefoglaló 15 perc keménységmérés elméleti összefoglaló 20 perc szakítás 20 perc keménységmérés 20 perc Szakítóvizsgálat A mérés helye : Anyagvizsgáló labor A próbatest anyaga : C 15 és Al99.5 átmérője: d0 = 7 mm A mérés menete:    

A próbatestre felvinni az 5d0 jeltávolságot. A kontrakció előtt egy a kontrakció után két leállással meghatározni az összetartozó erőátmérő értékeket.(F1, F2, F3, d1, d2, d3). Szakadás után a d m és d u átmérők lemérése. A diagramból, vagy a kijelzőről leolvasni az Fe és/vagy FeL, FeH, valamint Fm, Fu értékeket.

A jegyzőkönyv elkészítéséhez szükséges otthoni munka: 

A szabványos mérőszámok meghatározása: - Rm, Re és/vagy ReL, ReH, Z (kontrakció), A (szakadási nyúlás)



valódi feszültség-valódi nyúlás (    ) diagram szerkesztése. A feszültségekhez

A nyúlásokhoz

0 d1 d2 d3 dm d u.

Fe, és/vagy FeL,FeH F1 F2 F3 Fm Fu 

A fajlagos törési munka számítása: Wc 

Rm   u   u (J/cm3) közelítő összefüggéssel. 2

A jegyzőkönyvhöz űrlap letölthető a tanszéki honlapról : www.att.bme.hu

47

Keménységmérés Mérés helye: Anyagvizsgáló labor Rendelkezésre álló gépek: 3 db AVK típusú HRB mérésre beállított keménységmérő (szürke) 1 db orosz keménységmérő HRC mérésre beállítva (külön kis asztalon) A gépek kezelése:  előterhelés ráadása, amíg a kismutató a vonalig nem ér  a főterhelés ráadása a jobboldali kar hátraengedésével  a főterhelés levétele a kar visszahúzásával Digitális keménységmérő KB Prüftechnik A gép kezelése  a gép bekapcsolása ( a gép hátulján, jobb oldalon)  programbetöltés, utána a bal oldalon az ENTER gomb benyomása  ismét programbetöltés  Az F1 gomb benyomása  A próbatest emelése, amíg a felületről éles képet látunk a képernyőn  START gomb benyomása  Automatikus mérés kb. 12 sec időtartamig (a képernyő alján látszik az idő)  F5 gomb benyomása  A jobboldali fekete-fehér gomb benyomása  A piros mérőszállal a lenyomat átló végére állni (a fekete fehér gomb forgatásával)  Pozicionálás után a gombot benyomni  Ezt a négy átlóvégen ugyanígy elvégezni  F1 gomb benyomása után megjelenik az eredmény Poldi kalapács Kézi univerzális keménységmérő Brinell lenyomatok bemutatása, nincs mérés, csak lenyomatot mutatunk.

48

4 Acélok hőkezelése Az acél alapvetően Fe-C ötvözet, melynek tulajdonságainak javítására további anyagokkal ötvözhetnek. (Az ötvözetlen acélok maximális karbontartalma 2,1 %, de néhány erősen ötvözött szerszámacél esetén ezt meghaladja).

Hipoeutektoidos acél

Hipereutektoidos acél

Eutektoidos acél

4.1 ábra A Fe-C egyensúlyi állapotábra acélokra vonatkozó bal alsó sarka Az acélok ma is a gépészeti anyagok legfontosabb csoportját képezik. A világ acéltermelése az elmúlt évben elérte az 1,4 milliárd tonnát, ez azt jelenti, minden személyre 200 kg-nyi acéltermelés jut. Ezt a nagymértékű felhasználást lehetővé válik, mert:  Alapanyaga, a vas a földkéregben van bőven (sorrend: O, N, Si, Al, Fe), az ásványokban kellően dúsan fordul elő (ma Fe > 60% ércek feldolgozása a gazdaságos).  Gazdaságosan előállítható, nagyüzemi előállítása jó hatásfokú, újrafeldolgozhatósága igen jó.  Különböző eljárásokkal (alakítás, ötvözés, hőkezelés és ezek kombinációi) széles tartományban befolyásolhatók a tulajdonságai (mechanikai, korróziós stb.). Gépeink igényesebb alkatrészei hőkezelt állapotban kerülnek beépítésre. A hőkezelés hatására az acélok tulajdonságai széles határok között változtathatóak, így szívóssági és szilárdsági értékeik (általában sajnos csak egymás rovására) a felhasználás követelményeinek megfelelően beállíthatóak. A hőkezelés szó nagyon sok eljárás gyűjtőneve, mellyel fémek és ötvözetek szövetszerkezetét igényeinknek megfelelően hőmérséklet hatására változtatni tudjuk, a kezelt tárgy alakjának és kémiai összetételének megváltoztatása nélkül. A hőkezelés egy tervszerűen megválasztott hőmérsékletváltoztatási folyamat, mely felhevítésből, hőntartásból és lehűtésből áll, és célja a munkadarab szövetszerkezetének illetve feszültségállapotának tudatos megváltoztatása, az előírt tulajdonságok (szilárdság, szívósság, kopásállóság, megmunkálhatóság stb.) elérése céljából.

49

Minden fém hőkezelhető, az acélok (C=0 ÷ 2,1%) különösen alkalmasak arra, hogy tulajdonságaikat hőkezeléssel befolyásoljuk, mert:  Allotróp átalakulás (ugrásszerű karbon-oldóképességváltozás) van f.k.k. γ C=0,8% → α (Cmax=0,02%) t.k.k. térrács  Korlátolt oldás van (ES, PQ vonal mentén) Az acélokat az általunk tárgyalt leggyakoribb hőkezelési műveletek előtt ausztenitesítjük. Az ausztenit az acélokban valóságos körülmények között izotermikus hevítéssel vagy folyamatos hevítéssel szokták létrehozni. Az acélok szövetszerkezete Az acélok szövetszerkezete lehet közelítőleg egyensúlyi (ahol a szövetelemeket alkotó fázisok koncentrációjának kiegyenlítődéséhez szükséges diffúzióhoz elegendő idő áll rendelkezésre) és az egyensúlytól lényegesen eltérő (nem egyensúlyi). Az acélok egyensúlyi szövetszerkezete elméletileg végtelen lassú hűtési sebességgel hűtve, vagy melegítve – a diffúziós folyamatok végbemenetelét segítő hosszú idő alatt – keletkezik. Ideálisan lassú lehűtéskor az acélok egyensúlyi szövetelemeinek összetételei az Fe-C állapotábra szövetelemei összetételének felelnek meg. A 4. 2. ábra a hipoeutektoidos (C<0,8%),) az eutektoidos (C=0,8%) és a hipereutektoidos acél egyensúlyi körülmények közti átalakulását szemlélteti. Megállapítható, hogy a 0,8% széntartalmú ausztenit (eutektoidos összetételű) acél az S pontban a perlites vonalon (az A1 hőmérsékleten) alakul át perlites szövetszerkezetté. Ezt az átalakulást a hipoeutektoidos acélnál a GOS vonal alatt Acélok hőkezelésének alapjai ferrit, a hipereutektoidos acélnál szekunder cementit kiválása az ES vonal mentén előzi meg. A egyensúlyi nem egyensúlyi átalakulások perlit egy kétfázisú, rétegesen ferritből ésés cementitből álló szövetszerkezet. Izotermikus γ γ c%<0,8 c%>0,8 T=A T=A a) 3 c3 átalakulások eutektoidos b) α Sec. cementit acélokban, hipo- és hipereutektoidos γc%=0,8 acélokban „C” görbék T=A1 A

c

é

l

o

k

h

ő

k

e

z

e

l

é

s

é

n

e

k

a

l

a

p

j

a

i

perlit

(α+cem.)

Átalakulások α+perlit

perlit

+terc. cementit

(α+cem.)

Fe3C terc P

F

p+sec.cem.

folyamatos lehűlésnél

T=Tszoba

c) F

F

P

F

P

P

P

Fe3C sec

C=0,02 C=0,1 % C=0,25% C=0,40% C=0,8% C=1,2% 4.2. ábra Az acélok egyensúlyi körülmények között való lehűlésekor lejátszódó folyamatok a) A szövetszerkezeti elemek megjelenése hőmérséklet és karbontartalom függvényében b)A perlit kialakulásának sematikus szemléltetése (Tisza Miklós nyomán) c) Különböző karbontartalmú acélok egyensúlyi körülmények közt kialakult szövetszerkezete F- ferrit ( fázis), P- perlit (+Fe3C), Fe3C - cementit 50

A perlites átalakulás az ausztenit krisztallit határain képződő cementit csirákkal veszi kezdetét. A C atomok az ausztenitből a cementit csira felé vándorolnak, így a csira környezete karbonban elszegényedik, és átalakul ferritté. A keletkező szövetelem a lemezes szerkezetű perlit. A jelenség az ausztenit krisztallit határon körben bekövetkezik A további növekedés a csirák befelé növekedésével történik. A befelé növekvő, összeérő perlitcsomók a jellegzetes poligonális kristályhatárokat mutató, lemezes szerkezetű perlitet eredményezik. Az acélok nem egyensúlyi szövetszerkezetei A valóságban a lehűlési sebesség nem "végtelen lassú", hanem nagyobb. A lehűlés sebességének vagy a túlhűtés mértékének nagyságától függően változik a közel egyensúlyi állapotú ausztenit átalakulásának módja. Az ausztenit A1 hőmérséklet és kb. 550 °C között perlitesen alakul át. Az átalakulási hőmérséklet csökkenésével a C atomok diffúziója is lelassul, a C atomok kisebb út megtételére képesek, ezért egyrészt a perlitben elhelyezkedő cementit-lemezecskék vastagsága csökken, másrészt a ferritben maradó C atomkoncentráció növekszik. Az ilyen finomlemezes perlit elnevezése: finom perlit. Hasonló képpen a lehűlés sebességének növelésekor csökken keletkező perlit szövetszerkezetében a ferrit és a cementit részecskék mérete is. A1=A3=727°C

Hőmérséklet

A perlit

P finom perlit

A

20 μm

B

bénit

c)

Ms log (idő)

a)

20 μm

b)

10 μm

4.3. ábra: A lehűlés hatása az ausztenit átalakulására a) ötvözetlen, eutektoidos (C=0,8%) acél izotermikus átalakulási diagramja b) hipoeutektoidos acél folyamatos lehűlési diagramja c) durvalemezes perlit d) finomlemezes perlit e) bénit

51

d)

e)

A vékonyabb lemezes perlit szilárdsága és keménysége nagyobb lesz, mert a ferritben (túltelített szilárdoldat formájában) az ötvöző-tartalom növekedése okoz szilárdságnövekedést, míg a cementit lemezek vékonyabb és sűrűbb megjelenése az alakváltozás-képes ferrittartományok szűkítésével növeli a szilárdságot. Megfelelő gyors hűtés esetén, a perlites átalakuláson kívül bénites és martenzites átalakulás is létrejöhet. Minél gyorsabb a lehűlés (minél kevesebb a diffúziós folyamat rendelkezésére álló idő), annál közelebb van az összetétel az allotróp átalakulás után is az ausztenit összetételéhez. Bénites átalakulás Ha az ausztenitet 550 C és kb. 250 C közé hűtjük, az átalakulás már más mechanizmussal megy végbe. Izotemikus átalakulással a perlites átalakulásnál nagyobb mértékű túlhűtésnél már korlátozott a diffúzió sebessége, a    átalakulás van "kedvezőbb helyzetben", a ferrit növekedése gyorsabb a karbon diffúziójánál, az ausztenit kristályhatáron tehát megjelennek a tű alakú ferrit csírák. A ferrittűk belsejében a túltelített ferritben – a C atomok kismértékű diffúziója révén – apró cementit szigetek (korongocskák) válnak ki. A ferritnövekedési sebessége lényegesen nagyobb, mint a diffúzió biztosította cementit képződés, ezért a cementit korongokat "benövi" a ferrit, és kialakul, a ferrit alapba ágyazott cementit korongocskákból álló szövetszerkezet, a bénit. A bénit képződést is természetesen befolyásolja a túlhűtés. Ha a túlhűtés kisebb (a hőmérséklet 500 °C körül), az un. felső bénitet kapjuk. 350 °C alatt azonban olyan nagy a   átalakulás hajtóereje, hogy az ausztenit kristályhatáron karbonnal erősen túltelített ferrit tűk jelennek meg, Bénites átalakulás és a nagyon kicsi diffúzió nem teszi lehetővé, hogy a C-atomok jelentős mennyisége kidiffundáljon Nagy túlhűtés, részleges diffúziós mozgás nagy kristályosodási sebesség

Felső és bénit Bénit: jó szilárdsági

szívóssági tulajdonságok:

Martenzit

Cementit

cementit

Ferrit ferrit

b

a)

c)

Alsó bénit

alsó bénit

Martenzit

felső bénit Cementit Ferrit

b)

d)

4.4. ábra: Bénit kialakulása az ausztenitből a) A bénit képződési mechanizmusa b) Fénymikroszkópos felvétel bénites szövetszerkezetről színes maratás után c) 350-550 °C között kialakuló felső bénit (ferrittűk és hosszú cementit részecskék elegye) d) 200-350 °C között kialakuló alsó bénit (vékony52ferrit lemezek és nyújtott cementit részecskék elegye)

Fe3C korongokat képezve. Az így kialakult alsó bénitben az Fe3C már csak elektronmikroszkópon fedezhető fel. A bénites szövetszerkezetű acélok szilárdsági tulajdonságai (elsősorban a ferritben túltelített szilárdoldat formában jelen lévő C atomok szilárdságnövelő hatása miatt) nagyobbak, mint a perlité. A bénites acélok szívóssági tulajdonságai (kontrakciója, nyúlása) sem kisebbek, mint a perlité, mert a cementit lemezek által okozott alakváltozás-korlátozás már nincs jelen. A bénites átalakulás jellemzői • diffúziós átalakulás • csiraképződéssel jár, a kezdő csira a ferrit • bomlási folyamat +Fe3C • megfordítható, reverzibilis folyamat • izotermikus és folyamatos hűtéssel is létre hozható, de 100%-ban csak izotermikusan A bénites jó alakváltozó képességű és szilárdságú szövetszerkezetet rugóknál, dróthúzásnál stb. használják ki, de más területeken is terjed (USA izotermikus edzés elnevezéssel). Csak bénitből álló szövetszerkezetet csak izotermikus hőkezeléssel lehet létrehozni. Martenzites átalakulás Ha az ausztenitet nagyon gyorsan kb. 250 C-ra le tudjuk hűteni úgy, hogy diffúziós átalakulás ne jöhessen létre (a hűtési sebesség az acélfajtára jellemző kritikus sebességnél nagyobb), az átalakulás egy új mechanizmussal, martenzitesen megy végbe. Ilyenkor csak a    rácsátalakulás következik be, azaz az ausztenit átalakulása a térrács szerkezetének megváltozásával gyakorlatilag diffúzió nélkül megy végbe. Fontos megjegyezni, hogy. - kritikus alsó hűtési sebesség, az amelynél nagyobb hűtési sebesség esetén már keletkezik martenzit. - kritikus felső hűtési sebesség, az, amelynél nagyobb hűtési sebesség esetén már csak martenzit keletkezik. A martenzites átalakuláskor az ausztenit lapközepes térrácsa térben közepessé alakul, miközben a szén nem tud kiválni, így tetragonálissá torzítja az. A martenzites átalakulást egyszerű módon magyarázza a Bain-modell, ahogy azt a 4.5. ábrán láthatjuk. Martenzites átalakulá talakulás Felhevítés T > A3 ausztenites Lehűtés V > Vkritikus Diffúzió Kristálycsíra

Kis elmozdulások

nélküli átalakulás

Hangsebességű átalakulás

Kis elmozdulások h h h h h

4.5. ábra: A martenzites átalakulás. Bain-modellje

Martenzit

T= MS-ΔT MS MS

„Plate” martenzit Tűs, léces mikroszerkezet

T= Mv+ΔT

53

4.6 ábra: A martenzit különböző megjelenési formái

Ausztenitesedési diagramok Az acéldarabok hőkezelése során a programozott felmelegítés gyakran az ausztenites zónába történik, ahol hőntartás, majd lehűtés következik. Az ausztenit az acélokban valóságos körülmények között létrehozható izotermikus hevítéssel illetve folyamatos hevítéssel. Az ausztenitesedés folyamatát az ausztenitesedési diagramok mutatják. Az izotermikus viszonyok közötti ausztenitesítéshez a felhevítésnek olyan gyorsnak kell lenni, hogy annak időszükséglete az ausztenitesedés szempontjából elhanyagolható legyen Így konstans hőmérsékleten – izotermán – értékelhető az ausztenitesedés folyamata, azaz az ausztenitesedés kezdetéhez és befejeződéséhez szükséges időtartam. Az izotermikus diagramok használhatósága korlátozott, mivel a gyakorlatban a nagyobb darabok esetén nehéz, vagy nem is lehet az izotermikus hevítés feltételeit megvalósítani. A folyamatos hevítésre felvett T-lg diagramban egy felhevítési sebesség vonalat kiválasztva az ausztenitesedés a) kezdetét az Ac1, befejeződését az Ac3 görbével való metszéspont fejezi ki. Az Ac1és az Ac3 függvénygörbék asszimptotái az A1 és A3 egyensúlyi átalakulási hőmérsékletek, melyek elvben a végtelen lassú hevítéshez tartoznak. Az ausztenitté alakulás Ac3 hőmérsékleten ugyan befejeződik, de ekkor az ausztenit még inhomogén, vagyis az előzőleg perlites helyeken több, míg a korábban ferrites helyeken b) kevesebb karbont tartalmaz. Az ausztenit homogenitása így később, a diagramban szintén jelölt vonal felett 4.7. ábra Hipoeutektoidos acél ausztenitesitésekor tekinthető megfelelőnek, ahol viszont lejátszódó folyamatok megindul a szemcsedurvulás is. Ezért az a) izotermikus hevítésekor ausztenitesítés hőmérsékletét és b) folyamatos hevítésekor időtartamát úgy kell megválasztani, hogy elfogadható homogenitású, de még finomszemcsés ausztenit jöjjön létre az ebből az állapotból induló hőkezelés(ek)hez. A folyamatos hevítés sebessége az átalakulást a magasabb hőmérséklet és a kisebb idő irányába tolja el. Az ausztenitesítési diagramokról leolvasható, hogy adott hevítési viszonyok mellett mennyi idő múlva kezdődik az átalakulás, és mennyi idő múlva ér véget. A folyamatos hevítésre érvényes diagramokat szabályozható hevítési sebességgel hevített darabok dilatométeres görbéi alapján veszik fel. A tágulás mérése alkalmas az ausztenitesedés vizsgálatára, ugyanis az átalakulás a fajtérfogat csökkenésével jár. Mérésekkel igen sok acél ausztenitesítési diagramját meghatározták és azok különböző hőkezelési atlaszokban, szakkönyvekben megtalálhatók. 54

A hevítéssel keletkezett ausztenit tulajdonságai A hevítéskor keletkezett ausztenit tulajdonságai az összetételétől az összetételének egyenletességétől és nem utolsó sorban a szemcsenagyságtól függnek. A hevítéskor kialakuló ausztenit szemcsenagysága hőmérséklettől, a hőntartási időtől, az ausztenit összetételétől függ. A szemcsenagyság szerepe elsősorban a lehűlés közben bekövetkező átalakulásoknál jelentős, hiszen a szemcsehatár a legreakcióképesebb. A hevítéssel keletkező ausztenit legfontosabb tulajdonsága az, hogy szemcsenagysága nem állandó, hanem mindaddig, amíg az acél ausztenites állapotban van a szemcsenagysága állandóan nő, és hűtéskor a lehűlési sebességtől függetlenül megtartja a hevítésnél kialakult szemcseszerkezetet. Ezt a viselkedést irreverzibilis szemcsedurvulásnak nevezzük. Az izzítás hőmérsékletének növelésével az ausztenit szemnagysága erősen nő. A hőntartási idő is szemcsedurvuláshoz vezet, bár ennek hatása kisebb, mint a túlfűtés. Lehűtés Az ausztenitesítést követő hűtés (hőkezelés) menetét diffúziós és diffúziómentes átalakulásokra az ausztenit- átalakulási diagramok szemléltetik. Ausztenit- átalakulási diagramok Az átalakulási folyamatot két ellentétes hatás befolyásolja: a ΔT túlhűtéssel az átalakulási kényszer nő, viszont az így elért alacsony(abb) hőmérsékleten a diffúzió sebessége csökken. E két hatás együttesen eredményezi, hogy az acélok ausztenitje átalakulásainak T hőmérséklettől függő t időszükségletét T– lgt koordináta-rendszerben– C-alakú görbék jellemzik

4.8. ábra. A γ- átalakulás időszükséglete (C görbe) A C-görbék fontos segédletei a leggyakrabban alkalmazott hőkezelési technológiáknak. A nem egyensúlyi átalakulások nemcsak az átalakulási hőmérsékleteket, hanem a hevítéskor és a hűtéskor keletkező szövetelemek mennyiségi és minőségi viszonyait is megváltoztatják A nem egyensúlyi átalakulásokat izotermikus (közel állandó hőmérsékleten), illetve folyamatos lehűlésnél vizsgálhatjuk. A nem egyensúlyi átalakulási görbék az ausztenit átalakulásának kezdetét és végét valamint a belőle kialakuló szövetszerkezeteket mutatják. Az izotermikus ausztenit- átalakulási diagramok konstans hőmérsékleten (izotermán) diffúziós átalakulásokra mutatja az átalakulások kezdetéhez és befejeződéséhez szükséges időtartamokat, továbbá a kialakuló szövetszerkezet összetevőit, keménységét 55

Sec. Idő

F – ferrit P – perlit K – karbid

A – ausztenit B – bénit M – martenzit

PS – perlites átalakulás kezdete Pf – perlites átalakulás vége BS – bénites átalakulás kezdete Bf – bénites átalakulás vége MS– martenzites átalakulás kezdete Mf – martenzites átalakulás vége O –keménység, HRC

4.9. ábra. Különböző acélok izotermás C görbéi a)Ötvözetlen hipoeutektoidos acél (C=0,44%, Mn=0,66%, Si=0,22%, , P=0,022%, S=0,029%) Tausztenitesités =880°C b) Közel eutektoidos , gyengén ötvözött acél (C=0,43%, Mn=0,04%, Si=0,14%, Cr=3,52%, , P=0,015%, S=0,012%) Tausztenitesités =1050°C c) ötvözetlen hipereutektoidos acél (C=1,03%, Mn=0,22%, Si=0,17%, , P=0,014%, S=0,012%) Tausztenitesités =860°C Az izotermikus átalakulás csak kisméretű próbatesteken, az ausztenit gyors hűtésével (pl. só vagy fémfürdőben), majd hőntartással valósítható meg. A gyakorlatban az izotermikus átalakulást patentírozás műveleténél használják ki, ahol többnyire bénites szövetszerkezet létrehozása a cél. A gyakorlatban a lehűtés ritkán izotermikus, leggyakrabban folyamatos, azaz a lehűtés az izzítási hőmérsékletről szobahőmérsékletre szabályozottan történik. A lehűtés sebességét az elérni kívánt szövetszerkezeti változás határozza meg.

56

Folyamatos lehűlések Hűtőközegek hűtőhatásai F

ű

t

l

ő

y

k

a

ö

m

z

a

e

g

t

o

e

Hőmérséklet oC

H

o

s

k

l

h

e

h

ű

ű

t

l

ő

h

é

s

a

e

t

k

á

s

a

i

A3

V=f(d) Kemence

D

A3

d Víz

Olaj

Meleg olaj

Levegő

log(idő))

v

4.10 ábra: Hűtőközegek hatásai folyamatos lehűlések során

4.11. ábra: Egy hipoeutektoidos acél elvi folyamatos átalakulási diagramja A folyamatos hűtésre vonatkozó ausztenit-átalakulási diagramok, mint T - lgt koordinátarendszerben felvett diagramok egy bizonyos hűtőközeg által meghatározott hűtési sebesség-vonal (lehűlési görbe) mentén mutatják az átalakulások kezdő és véghőmérsékletét, a hozzájuk tartozó időtartamokat, valamint a várható szövetelemeket ill. keménységértékeket is. A lehűtési sebesség lehet gyors hűtés (edző, rögzítő hatású), normál hűtés (rendszerint levegőn) és lassú hűtés (lágyító hatású). A folyamatos lehűlési görbe kezelése hasonló az izotermikushoz, természetesen, míg izotermikusnál az ausztenit átalakulásának kezdetét és végét az izotermákon, úgy a folyamatos átalakulásnál a lehűlési göbéken adjuk meg. Az egyes átalakulások végét jelző vonalaknál az átalakult szövetelemek %-os mennyisége, a hűlésgörbék végén a keletkezett végszövet keménysége van feltüntetve. A folyamatos hűtésre érvényes átalakulási diagramokon (T-lg t diagramok), az austenitesítés hőmérsékletét, valamint a kritikus átalakulási hőmérsékleteket (Ac1, Ac3, Acem) mindig fel kell tüntetni. Az átalakulások mindig csak a különböző hűtési sebességekre vonatkozó hűtési görbék mentén elemezhetők. A diagramon nem szereplő hűlésgörbe berajzolható, figyelembe véve, hogy hűlésgörbék egymást nem keresztezhetik .

57

F

Ausztenitesités 1050 °C

P

A A - ausztenit F - ferrit, P - perlit, B - bénit, M - martenzit O - keménység % -átalakulás mértéke

B M

F

Hőmérséklet, °C

Hőmérséklet, °C

Ausztenitesités 860 °C

P

A B

A - ausztenit F - ferrit, P - perlit, B - bénit, M - martenzit O - keménység %-átalakulás mértéke

M

sec.

sec. idő

perc

idő óra

a)

perc

b)

4.12. ábra: Különböző hőmérsékleteken ausztenitesített 36Cr6 minőségű hipoeutektoidos acél (C=0,36%, Mn=0,49%, Si=0,35%, Cr=1,54%, , P=0,021%, S=0,020%) folyamatos lehűlési diagramjai a)T ausztenit=860°C b) T ausztenit=1050°C Ausztenitesítés 860°C/3 min

Ausztenitesítés 1050°C/3 min

A+K

P

A - ausztenit K- karbid, P - perlit, B - bénit, M - martenzit O - keménység

B Ms

Ac1

Hőmérséklet, %C

Hőmérséklet, %C

Ac1

A

K p

A - ausztenit K- karbid, P - perlit, B - bénit, M - martenzit O - keménység

Ms

M

M Sec.

Sec.

Idő

Idő

min

min

4.13: 100Cr6 minőségű hipereutektoidos acél (C=1,04%, Mn=0,33%, Si=0,26%, P=0,023%, S=0,008%) különböző ausztenitesítési hőmérsékletekről végzett folyamatos lehűlési diagramjai a) Tausztenitesités =A1+50°C; b) Tausztenitesités =Acem+50°C

A lehűlés során az egyensúlyi és a nem egyensúlyi fázisok, szövetelemek csak ausztenitből keletkezhetnek, a kialakult szövetszerkezet tovább már nem alakul. A keletkezett átalakulási, bomlási termék izotermás átalakulásnál csak az átalakulási hőmérséklet, míg folyamatos hűtésnél a hűtési sebesség függvénye Egy ausztenit- átalakulási diagram csak adott kémiai összetételre és kiinduló ausztenites állapotra (homogenitás, szemcseméret) vonatkozik). Különböző hőmérsékleteken végzett ausztenitesités után azonos hűtési feltételekkel végzett hőkezelés után a létrejövő szövetelemek mennyiségi aránya, ezáltal a darab keménysége különböző. 58

Az átalakulások folyamatos hűtésnél kisebb hőmérsékleten hosszabb lappangási idő után játszódnak le, mint az izotermás átalakulásoknál. Az átalakulási görbék a folyamatos hűtés esetén az izotermikus átalakulási diagramokhoz viszonyítva lefelé és jobbra tolódnak el. Hőkezelési eljárások A hőkezelési eljárások alaptípusai: a lágyítás, a feszültségcsökkentő hőkezelés, a normalizálás (lehűtés levegőn), az edzés, a megeresztés és a nemesítés valamint a patentírozás.

Hőmérséklet, °C

Diffúziós lágyítás Szemcsedurvító lágyítás Normalizálás Gömbszemcsésítő lágyítás Karbidháló oldás Feszültségcsökkentés Megeresztés

tömegszázalék, % C 4. 14. ábra: A hőkezelési műveletek hőmérséklettartománya a vas-karbon ötvözetek egyensúlyi diagramjában Az ausztenítesítési hőmérsékletek betartása nagyon fontos, mert a szükségtelenül magas hőmérséklet a szövet eldurvulását, fokozott elhúzódást, bizonyos esetekben repedések kialakulását eredményezi. A túl alacsony hőmérséklet szintén káros, mert nem kapjuk meg a kívánt szövetet pl. túl alacsony edzési hőmérséklet esetén a ferrit nem tud átalakulni, az edzett szövetben a martenzit mellett nagyon lágy ferrit lesz..

Lágyítás Célja: a leglágyabb (egyensúlyi állapothoz közeli) állapot beállítása. A nagyobb ( 0,4%) C tartalmú acélok csak ebben az állapotban forgácsolhatók könnyen. Megvalósításának módja: az ausztenit mezőből (A3 + 20-50°C) való igen lassú – kemencében történő – hűtés. Erősen ötvözött anyagoknál az ötvözők oldatba vitele céljából (pl karbidképzőknél) alkalmazzák a magas hőmérsékletű, úgynevezett diffúziós lágyítást A lágyítás speciális módja a lemezes cementit gömbszerűvé alakítása (szferoidizálás), az ilyen anyagok hidegen kiválóan alakíthatók. A hasonló, gömbszemcsés cementitet képző lágyításnál a hevítési hőmérsékletek.  Hipoeutektoidos acélnál PS alatt  Hipereutekoidos acélnál ingázás az SK vonal körül 59

Feszültségcsökkentő hőkezelés Célja: gyors hűlési folyamatok okozott belső feszültségek leépítése edzés, hegesztés vagy alakítás közbeni elhúzódásra vagy repedésre érzékeny darabok esetén. Megvalósításának módja: szobahőmérsékletről 550-670°C hőmérsékletre hevítés utáni 2-4 óra hőntartás, majd lassú lehűtés. Normalizálás Célja: a korábbi anyagelőéletből a szövetszerkezetre ható változtatások hatásának visszaállítása teljes vagy részleges átkristályosítással, illetve az előzőleg durvaszemcséssé acél szilárdsági tulajdonságainak javítása. Kis széntartalmú anyagoknál a lágyítotthoz viszonyítva jobb a normalizált anyag forgácsolhatósága is. Gyakran ebben az állapotban adják meg az anyag mechanikai tulajdonságait is. Megvalósításának módja: az ausztenitesítés hőmérsékletéről nyugodt levegő környezetben történő lehűtés. Hőntartási idő nagyobb, mint 30 perc. A normalizálás előtti hevítés hőmérsékletei  Hipoeutektoidos acélok esetén 30...50° a 4. 15. ábra: A normalizáló hőkezelés GS vonal felett. hőmérséklettartománya  Hipereutektoidos célok esetén 30...50° az SK vonal felett, vagy (ritkán) a szemcsedurvulás miatt) 30...50° az SE vonal felett. Edzés Célja: martenzites vagy bénites szövetszerkezet létrehozása. Megvalósításának módja: teljes- vagy részleges ausztenitesítés után az ausztenitesítés hőmérsékletéről (A3 + 30-50°C) az acélra jellemző felső kritikus sebességnél nagyobb hűtési sebességgel hűtjük le az acélt. Az acél összetételétől függően a felső kritikus sebességet biztosító hűtőközeg különböző (víz, olaj vagy akár levegő) lehet.. A gyakorlatban a martenzit tulajdonságainak, valamint a kritikus lehűlési sebesség biztosítása miatt az edzhető ötvözetlen acélok karbontartalma nagyobb, mint 0,2 %. Ötvözetlen szénacélok estében csak a vízhűtés biztosítja a kritikus lehűtési sebességnél nagyobb hűtési sebességet. - Hipoeutektoidos acélok edzésénél a teljes austenitesítés hőmérséklete 30-50°-al a GS vonal felett van. Edzés után a martenzit mellett maradék ausztenit is keletkezik, ha a C-tartalom 0,5-0,8% között van. - Hipereutektoidos acélok 4.16. ábra: Az edzés előtti hevítés hőmérsékletei edzésénél a részleges ausztenitesítés 60

hőmérséklete 30-50° fokkal az SK vonal felett helyezkedik el. Az eredmény: finomszemcsés martenzit és kevesebb maradék ausztenit, mint az SE vonal feletti hevítésnél. Az edzés után a szerkezet martenzitet, vaskarbidot és maradék ausztenitet tartalmaz. Az acél gyakorlati edzhetőségi feltételei:  karbontartalom nagyobb, mint 0,2 %.  hevítés az ausztenites mezőbe  a kritikusnál gyorsabb lehűtési sebesség A kialakuló keménység az acél karbontartalmától és a létrejött martenzit mennyiségétől függ

4.17. ábra: A keménységváltozása a karbontartalom és a martenzit arány függvényében

Megeresztés Célja: az edzett, rideg martenzites szövetszerkezetet az igénybevételek számára megfelelőbbé tenni, szívósságát növelni. Megvalósításának módja: az edzést követően a célnak megfelelő hőmérsékletre hevítjük az anyagot, majd megfelelő ideig hőn tartjuk. (4. 18. ábra) Az anyagjellemzők a hőmérséklet és a hőntartási idő függvényében változnak (4.19. ábra). Az alacsony hőmérsékleten (100-300°C) végrehajtott megeresztés során a martenzites állapottal járó ridegség csökkenthető (miközben a keménység nem vagy csak alig változik. A magas hőmérsékleten (500-680°C) végrehajtott megeresztés során a martenzit megbontásával, finom karbid-eloszlás és jelentős szívósság érhető el.A lejátszódó folyamatokat a 4.20. ábra szemlélteti. A kisebb hőmérsékleteknél és rövidebb időértékeknél a keménységcsökkenés kicsi, ugyanakkor a képlékenység- illetve szívósságnövekedés mértéke is kicsi. A megeresztés hőmérsékletére a rideg (edzett állapotú) darabokat óvatosan kell felhevíteni, mert ezek a hőfeszültségekre nagyon érzékenyek. Adott idejű megeresztéseknél a megeresztési hőmérséklet növelésénél a keménység és a szilárdság változása kezdetben nem jelentős. A hőmérséklet jelentős növelésével a keménységcsökkenés (és a képlékenység-ill. szívósságnövekedés) mértéke jelentős lesz.

61

T, °C Hőntartás ausztenitesedés Hűtés, edzés mart. mennyiség Repedésveszély

A3

Megeresztés mértéke (megkívánt tulajd. komb.)

A1

Hűtés Felhevítés Repedés veszély

Idő

4.18. ábra: Edzés+ megeresztés folyamata

4.19. ábra: C 35 acél szakítógörbéinek változása a megeresztési hőmérséklet függvényében

4.20. ábra: A megeresztési hatására létrejövő változások edzett eutektoidos acélban 62

Nemesítés Az edzést és a magas hőmérsékletű megeresztést (550-650°C) nemesítésnek nevezzük. Célja: dinamikus igénybevételnek kitett gépalkatrészek (tengelyek, hajtóműalkatrészek) anyagát olyan ferrit-karbidos szövetszerkezetűvé tenni, hogy az anyag a nagy folyáshatár és a jelentős kifáradási határ ellenére is szívós maradjon. A nemesítés után nyert szövetszerkezet szferoidit vagy szemcsés perlit. Erősen ötvözött acélok esetén a magas hőmérsékletű megeresztés kiválásos keményedést hozhat létre.

A karbontartalom hatása a keménységre és a szívósságra Martenzit szívósság

Rm

Martenzit (edzés)

Normalizálás Lágyítás

Megeresztés hatása

4.21 ábra A karbontartalom hatása a keménységre és a szívósságra

t=állandó szívósság

HV

Martenzit

Szemcsés perlit Tmegeresztés

4.22. ábra: A megeresztés hőmérsékletének hatása

63

4.23. ábra: A szemcsés perlit szövetszerkezeti képei a) martenzitből megeresztéssel b) lemezes perlitből szferoidizálással

64

Ellenőrző kérdések:                  

Fogalmazza meg a hőkezelés fogalmát! Ötvözetlen szénacéloknál milyen szövetszerkezeti elemeket különböztetünk meg egyensúlyi körülmények között történt lehűlés után (szobahőmérsékleten)? Ötvözetlen szénacéloknál milyen szövetszerkezeti elemek alakulnak ki az ausztenitből egyensúlyitól eltérő körülmények között történő lehűlés során? Hogyan képződik a durva perlit? Hogyan jön létre a finom perlit? Milyen szövetszerkezeti elem a bénit? Milyen szövetszerkezeti elem a martenzit? Milyen alaptípusai vannak a martenzitnek? Melyek az alapvető hőkezelési eljárások? Milyen hőkezelés a lágyítás? Milyen hőkezelés a feszültségcsökkentő hőkezelés? Milyen hőkezelés a normalizálás? Milyen hőkezelés az edzés? Mik az edzhetőség feltételei? Milyen hőkezelés a megeresztés? Milyen hőkezelés a nemesítés? Hogyan változik adott ötvözetlen szénacél keménysége a megeresztési hőmérséklet függvényében Hogyan változik adott ötvözetlen szénacél szívóssága a megeresztési idő függvényében?

65

A hőkezelés gyakorlat menete A gyakorlat célja: különféle acélfajták alaphőkezeléseinek megismerése, elvégzése és a hőkezelés hatásának vizsgálata (az acélok mechanikai tulajdonságainak elemzése a széntartalom függvényében) az acélok mechanikai tulajdonságainak szempontjából. A gyakorlaton C15, C45, és C100 minták vizsgálatával foglalkozunk. Ezen acélok folyamatos lehűlési diagramjait a 4.24. ábrán láthatjuk C 45-jelu acél (C=0,45 %)

Homérséklet oC

A F P

A

normalizálás

B

Ms

lágyítás

M Mf

edzés

Vkritikus felso, alsó

F+P A - ausztenit F - ferrit, P - perlit, B - bénit, M- martenzit O HV keménység

% az átalakulás mértéke F+P B+M

C15-jelű acél (C=0,15 %)

o

Hőmérséklet C

o

Hőmérséklet C

C100-jelű acél (C=1 %)

Idő, sec

idő

4.24. ábra: Folyamatos átalakulási diagramok a) C45-jelű (hipoeutektoidos acél C=0,45 %) b) C15-jelű (hipoeutektoidos acél C=0,15 %) c) C100-jelű (hipereutektoidos acél C=1 %)

A gyakorlaton rendelkezésre áll 3 db C15-ös, valamint 5 db C45-ös és 5 db C100 (vagy velük egyenértékű) anyagú próbatest a táblázatban leírt állapotnak megfelelően hőkezelve. A gyakorlaton bemutató jelleggel egy edzést fogunk végrehajtani. 66

A darabokon keménységmérést és hajlító vizsgálatot végezünk. Az eredményeket a mellékelt táblázatban rögzítjük. (Keménységméréskor a táblázat világos mezőinek megfelelő keménységmérési eljárást kell alkalmazni. A lágyított és normalizált anyagok méréséhez HRB mérés javasolt. Az edzett és a nemesített darabok méréséhez HRC mérés alkalmazandó.) A mérést követően az összehasonlíthatóság miatt, a konverziós táblázat segítségével HV egyenérték meghatározása szükséges, amelynek értéke összehasonlítható az átalakulási diagramok értékeivel. A gyakorlat jegyzőkönyves, a jegyzőkönyv mintalap mellékelve. A jegyzőkönyv tartalmazzon legalább egy kézzel rajzolt folyamatos átalakulási diagramot az edzésre, lágyításra vonatkozó lehűlési görbével. Az adatok alapján felrajzolandó a széntartalom hatása a keménységre és a szívósságra, a különböző hőkezelésiM eljárások valamint a1.megeresztés hatása a érési esetén, diagramok keménységre. (karbontartalomkarbontartalom-kemé keménysé nység)

HV HV edzett C100

normalizált

C45

lágyított

1

0,15

C%

0,45

400oC

600oC

T

megeresztés

Mérési diagramok 2.

4.25. ábra A karbontartalom és a megeresztési hőmérséklet (karbontartalom-szí karbontartalom szívóssá sság) hatása a keménységre Szívósság φhajlitás

Szívósság φhajlitás

C100 edzett lágyított

C45

normalizált 1

0,15

C%

400oC

600oC

T megeresztés

0,45

4.26 ábra: A karbontartalom és a megeresztési hőmérséklet hatása a szívósságra A jegyzőkönyvhöz űrlap letölthető a tanszéki honlapról: www.att.bme.hu. 67

5 Pásztázó elektronmikroszkópia Bevezetés A pásztázó elektronmikroszkóp (Scanning Electron Microscope, SEM) olyan berendezés (5.1 ábra), amelyben egy jól fókuszált elektronnyaláb végigpásztázza a vizsgálandó test felületét. Ennek a sugárzásnak a hatására elektronok lépnek ki a minta felszínközeli rétegeiből.

Elektronágyú Erősítő

Kondenzorlencse Pásztázó tekercsek

Pásztázó tekercsek

Szinkron pásztázás

Minta Detektor

5.1. ábra: A pásztázó elektronmikroszkóp felépítése A pásztázással szinkronban egy másik elektronnyaláb egy katódsugárcső (monitor) képernyőjét pásztázza, a mintából kilépő elektronok számával arányos intenzitással. Így a monitoron megjelenik a próbatest felszínének képe. A nagyítást a két pásztázás méretaránya adja. A pásztázó elektronmikroszkóp népszerűsége elsősorban az elérhető nagyításnak és mélységélességnek köszönhető. Az optikai mikroszkóppal szemben, mellyel maximum 2000-szeres nagyítás és 1-10 m mélységélesség érhető el, a SEM nagyítása elérheti a 200000-szerest, mélységélessége pedig akár a 3-4 mm-t is, melynek segítségével rendkívül plasztikus, már-már térhatásúnak tűnő képek készíthetők (5.2 ábra). A következőkben röviden áttekintjük a pásztázó elektronnyaláb és a minta felszínének kölcsönhatását, a képalkotáshoz szükséges detektorokat, valamint a kémiai analízis lehetőségét.

68

5.2 ábra: Cinkkristályok pásztázó elektronmikroszkópos képe Elektron-anyag kölcsönhatás A beérkező elektronnyaláb a minta anyagával kölcsönhatásba lépve egy sor, az anyagra jellemző válaszjelet hoz létre. 1. Szekunder elektronok: A mintából kilépő, 50 eV-nál kisebb energiájú elektronokat szekunder elektronoknak nevezzük. Túlnyomó részük úgy keletkezik, hogy a besugárzó nyaláb leszakítja a minta atomjainak legkülső héján lévő, viszonylag lazán kötött elektronokat, amelyek aztán elhagyják a minta felszínét. Természetesen nem csak a besugárzó nyaláb hozhat létre szekunder elektronokat, hanem az anyag mélyebb rétegeiben keletkező visszaszórt elektronok is. A szekunder elektronok (kis energiájuk miatt) csak a minta legfelső 5-50 nm vastagságú rétegeiből képesek kijutni. Emiatt rendkívül érzékenyek a felszín egyenetlenségeire, ezért segítségükkel nagy felbontású képek készíthetők. 2. Visszaszórt elektronok: A visszaszórt elektronok a minta felszínéből kilépő 50 eV-nál nagyobb energiájú elektronok. A belépő elektronnyaláb elektronjai rugalmasan szóródnak a minta atomjainak Coulomb-terében. A mintából kilépő visszaszórt elektronok száma - egyebek mellett - a minta atomjainak rendszámától is függ: a nagyobb rendszámú atomok nagyobb visszaszórási hányadot eredményeznek. Emiatt a visszaszórt elektronokból előállított képen a magasabb átlagos rendszámú területek világosabbnak látszanak (ezt a jelenséget hívják rendszámkontrasztnak). A visszaszórt elektronok nagy felbontású képek készítésére nem alkalmasak, mivel nagy energiájuk révén a minta nagyobb térfogatából képesek a felszínre jutni, így a felület finom egyenetlenségei nem képezhetők le segítségükkel. Az 5.3 ábrán egy ón-ólom forrasztás szekunder és visszaszórt elektron képét látjuk.

69

5.3 ábra Ón-ólom forrasztás szekunder és visszaszórt elektron képe 3. Karakterisztikus röntgensugárzás: A beeső elektronnyaláb képes a minta atomjainak valamelyik belső elektronpályájáról egy elektront kiütni. Az így megüresedő elektronpályára egy külső héjon lévő elektron "visszaugorhat". Az így felszabaduló energia (azaz a külső és a belső elektonpálya energiáinak különbsége) röntgenfoton formájában kisugárzódik (5.4 ábra).

5.4 ábra Karakterisztikus röntgensugárzás keletkezése Mivel egy adott atomfajtánál az elektronpályák energiái meghatározott értékűek, a kisugárzott röntgenfoton energiája (illetve az E = h = hc/ egyenlet alapján a hullámhossza) jellemző lesz az adott atomfajtára. Ha egy adott mintából kilépő karakterisztikus röntgensugárzást energia (vagy hullámhossz) szerint felbontunk, meghatározhatjuk a mintát alkotó atomok fajtáit, az egyes energia- ill. hullámhosszértékekhez tartozó röntgenintenzitás össze-hasonlításával pedig relatív mennyiségi analízist végezhetünk. Ezt a módszert energia- ill. hullámhosszdiszperzív röntgenanalízisnek nevezzük. Az 5.5 ábrán láthatjuk az egyes válaszjelek egymáshoz viszonyított gerjesztési térfogatát, amelynek méretét a beeső elektronok energiája mellett a vizsgált anyag atomjainak rendszáma is befolyásol.

70

5.5 ábra Válaszjelek gerjesztési térfogata A pásztázó elektronmikroszkóp felépítése 1. A vákuumrendszer A pásztázó elektronmikroszkópban vákuumot kell létrehozni. Vákuum nélkül ugyanis az elektronágyú hamar tönkremenne, a mintakamrában lévő levegő ionizálódna, a keletkezett pozitív töltésű ionok pedig az elektronokkal szemben haladva szétbombáznák a sugárforrást. A mintatérbe esetleg bekerülő szénhidrogéneket az elektronnyaláb szétbontja, és a keletkező szén lerakódik a minta felszínére. Ezt a folyamatot krakkolásnak nevezzük, és csak nagyvákuum segítségével előzhető meg. A vákuumot általában két- ill. háromfokozatú szivattyúrendszerrel hozzuk létre. A sugárforrás fajtájától függően 10-3 - 10-7 Pa vákuum szükséges. 2. Az elektronágyú Az elektronágyú feladata az, hogy egy keskeny, de lehetőség szerint nagy intenzitású elektronnyalábot állítson elő. Maga az elektronforrás többféle is lehet:  Termikus volframkatód: egy vékony, V-alakú volframhuzalt felhevítünk (általában ellenállásfűtéssel). A hő hatására a huzal felszínéről elektronok lépnek ki.  Lantán-hexaborid (LaB6) katód: tű alakú lantán-hexaborid kristályt felhevítünk direkt vagy indirekt úton. A hő hatására a LaB6 felszínéről elektronok távoznak. Az elektronok kilépési munkája a LaB6-ból jóval kisebb, mint a volframból, így a lantán-hexaboriddal jóval nagyobb elektronáram érhető el.  Téremissziós katód: általában nagyon hegyes, volfram-alapú katódok, amelyeknél az elektronemissziót nagy elektromos térerősség segítségével érhetjük el. 71

A gyakorlatban - elsősorban alacsony költségük miatt - a termikus volframkatódok terjedtek el. A termoemissziós elektronágyú felépítése az 5.6 ábrán látható.

5.6 ábra A termoemissziós elektronágyú felépítése Ez a fajta elektronágyú klasszikus, ún. háromelektródás elrendezésű. Az anód földpotenciálon, a katód

hozzá képest negatív, 5-30 kV-os potenciálon van. Emiatt a katódból kilépő elektronok az anód felé gyorsulnak, majd annak központi furatán áthaladva elhagyják az elektronágyút. A harmadik elektróda, a katódhoz képest -300-500 V-ra előfeszített Wehnelt-henger a katódból minden irányba kilépő elektronokat egy pontba, az ún. cross-over pontba fókuszálja. A további elektronoptikai egységek számára ez a pont tekinthető a mikroszkóp "fényforrásának". A termikus volframkatód élettartama átlagosan 50 üzemóra. Tönkremenetele során erősen beszennyezi az elektronágyút, ezért a kiégett katód cseréjekor a Wehnelt-hengert és az anódot gondosan meg kell tisztítani. A lantán-hexaborid katód élettartama ezzel szemben 1000, míg a téremissziós katódé több, mint 2000 üzemóra. Ez utóbbi kettőhöz azonban speciális vákuumrendszerre van szükség. 3. Az elektromágneses lencsék Az elektronnyalábot elektromágneses lencsék segítségével párhuzamosítjuk és fókuszáljuk a minta felszínére. Külön eltérítő lencsék végzik az x és y irányú pásztázást. A lencsék működése az elektromágneses Lorentz-törvényen alapul. A lencse tulajdonképpen nem más, mint egy vasmagos tekercs, amelynek hossztengelye mentén furat van (5.7 ábra). A lencse belsejében gerjesztett mágneses tér, melynek nagyságát elektronikusan szabályozni tudjuk, eltéríti a beérkező elektronokat.

5.7 ábra Elektromágneses lencse 72

Az elektronnyaláb útjának további leírására a fényoptikában használatos lencsetörvények alkalmasak. 4. Detektorok A mintából kilépő elektronokat energiájuk és kilépési irányuk alapján választhatjuk szét. A kis energiájú szekunder elektronok egy a beeső nyalábtól távolabb elhelyezett szcintillációs detektorral foghatók fel, amely elé egy +300 V-ra előfeszített rácsot helyezünk. Ez az előfeszítés a mintát közel merőlegesen elhagyó szekunder elektronokat "behúzza" a detektorba, míg a nagyobb energiájú visszaszórt elektronokra nem gyakorol ilyen hatást. A detektoron belül az elektronok egy ún. szcintillátorba ütköznek, és ott fény-felvillanásokat okoznak. Erősítés után ez a fény egy fotodetektorral detektálható. A nagy energiájú visszaszórt elektronokat a minta fölött elhelyezett félvezető detektorral érzékelhetjük. A beérkező elektronok hatására a félvezetőben elektron-lyuk párok keletkeznek, amelyek áramot hoznak létre. Mindkét detektorra jellemző, hogy a kimenetén megjelenő áram nagysága arányos lesz a beérkező elektronok számával, így alkalmasak a monitort pásztázó elektronnyaláb intenzitásának vezérlésére. Energiadiszperzív röntgenanalízis (EDS) A beeső elektronnyaláb hatására keletkező karakterisztikus röntgensugárzást energia szerint felbontva az energiadiszperzív röntgenspektrumhoz jutunk. A felbontást egy lítiummal adalékolt Si-detektorral végezzük. Ez egy záróirányban előfeszített p-n átmenet, amelyben a becsapódó röntgenfoton elektron-lyuk párokat kelt. Egy ilyen pár keltéséhez átlagosan 3,8 eV energia szükséges, így a röntgenfoton energiája az elektron-lyuk párok megszámlálásával lehetséges. Az egyes elemek relatív koncentrációját a hozzájuk tartozó görbék alatti területek arányaiból számíthatjuk ki, figyelembe véve a rendszám, az abszorpció és a fluoreszcencia miatti korrekciós faktorokat. Az EDS érzékenysége 10-2 %, relatív pontossága 3%, laterális és mélységi felbontása 0,5 m. Energia szerinti felbontása (azaz az az energiakülönbség, amelynek meglétekor a két csúcsot különállónak látjuk) 138 eV. Az EDS legnagyobb előnye az, hogy a minta egy tetszőlegesen kiválasztott területét, esetleg egyetlen pontjának összetételét meghatározhatjuk. Ez a lokális analízis egyedülállóvá teszi az EDS-t a többi kémiai analítikai módszer között, amelyekkel csak átlagos összetételt mérhetünk, de nem tudjuk kimutatni a helyi feldúsulásokat. Az 5.8 ábrán egy rozsdamentes acél minta energiadiszperzív spektruma látható.

73

5.8 ábra Rozsdamentes acél energiadiszperzív röntgenspektruma Gyakorlati ismeretek a pásztázó elektronmikroszkópos vizsgálatokról Gyakorlatunk legfőbb célja, hogy hallgatóinknak alapvető összefoglalást adjunk a pásztázó elektronmikroszkópos vizsgálatokról. Ezek az ismeretek remélhetőleg elégségesek annak megítélésére, hogy milyen esetekben érdemes ilyen típusú vizsgálatokat végrehajtani és ezektől milyen eredmények várhatók. Tehát a továbbiakban, a tulajdonságokat többnyire az optikai mikroszkópiához hasonlítva, a praktikus tudnivalókat foglaljuk össze. - Egyszerű próbatest előkészítés Általában nem szükséges lényegi mintaelőkészítés, de mivel a próbatestet a vákumrendszerbe kell elhelyezni, tisztítást igényel, ill. nem tartalmazhat olyan illó vagy porló fázisokat, melyek elszennyezhetik a rendszert. Ennél is fontosabb követelmény azonban az, hogy csak elektromosan vezető próbatestek vizsgálhatók. A mintát ugyanis folyamatos elektronnyaláb (elektromos töltések árama) éri, így az, ha nem vezető, igen hamar károsan nagy feszültségszintre töltődne. Az így kialakuló negatív elektromos tér taszítaná a becsapódó elektronokat, ami lehetetlenné tenné a képalkotást. Tehát a töltéseket el kell vezetni. Villamosan szigetelő mintákat C vagy Au vákuumgőzölt bevonattal látják el és ún. vezető ragasztóval rögzítik a mintatartóra. A mintatartó mozgatható, dönthető, váltható. Egyes mikroszkópok rendelkeznek olyan kiegészítő feltétekkel, amelyek segítségével a minták a vákuumtérben alakíthatók, ill. elszakíthatók, és a szabaddá vált felületek nem szennyeződnek az atmoszférából, így az alakváltozás mikroszkópikus folyamatai közvetlenül megfigyelhetők.

74

- Igen nagy és folyamatosan változtatható nagyítás A nagyítás alapvetően az elektronnyaláb átmérőjének függvénye. Egy képet akkor látunk élesnek, ha a nyalábátmérő értéke a megfigyelni kívánt képpont méreténél kisebb. Az elérhető nagyítás, ill. felbontóképesség nagyságrendekkel is meghaladja az optikai módszerek paramétereit. Így kisméretű finomszerkezeti elemek (pl. diszperz fázisok, precipitátumok, buborékok, üregek, diszlokációk stb.) vizsgálatára is alkalmas. A nagyítás folyamatos változtatási lehetősége pedig rendkívül nagy segítséget ad a "látott" kép helyes értelmezéséhez. -Nagy mélységélesség A nagy mélységélességnek köszönhetően nem szükséges a mintafelületet síkká tenni, sőt töretfelületek is vizsgálhatók. További pozitívumként jelentkezik, hogy a képek a térhatás illúzióját keltik. A mélységélesség annál nagyobb, minél kisebb a nagyítás és az elektronnyaláb széttartása. - Sokféle képalkotási lehetőség A pásztázó elektronmikroszkópok lencséi - ellentétben az optikai és transzmissziós elektronmikroszkópokkal - nem leképezésre szolgálnak, hanem csak egy jól fókuszált elektronnyaláb előállítására. A képalkotás nem hagyományos, nincs leképező optika. Ennek köszönhetően többféle képalkotási mechanizmus is létezik, attól függően, hogy a pásztázó elektronnyaláb milyen tulajdonságait használjuk ki. - A leggyakoribb üzemmódok: a.) Szekunder elektronkép b.) Visszaszórt elektronkép - Speciális üzemmódok: c.) Karakterisztikus röntgensugárzás Mint láttuk minőségi és mennyiségi mikroanalítikai célokra használható fel. Egy pontban, egy vonal mentén vagy egy adott területen koncentráció-"térképek" létrehozására is alkalmas. d.) Potenciálkontraszt Felületi potenciálkülönbségek, elektromosan, külső forrásból előfeszített, vagy működő áramköri elemek (IC-k) vizsgálatára teremt lehetőséget. e.) Mintaáramkép Ez esetben a detektor maga a minta, és a rajta átfolyó áram segítségével hozható létre a kép. f.) Vezetési kontraszt A minta belső elektromos terének hatása mutatható ki segítségével. Tipikusan félvezetők p-n átmeneteinek, kristályhibáinak vizsgálatára alkalmas. g.) Fényemisszió (katódlumineszcencia) Optikai fotonok detektálása alapján származtatott kép. Fénykibocsájtó félvezetők hibahelyvizsgálatára alkalmas. h.) Mágneses kontranszt Mikromágneses tulajdonságok (pl. domének, mágneses jelek) kimutatására alkalmas.

75

Látható, hogy a pásztázó elektronmikroszkóp igen sokrétűen alkalmazható eszköz, amely sokféle kiegészítő eszközzel, detektorral, röviden "extrákkal" rendelkezhet. A nagy nagyítású képeken kívül számos olyan mérésre alkalmas, amelyekhez elektronnyalábra van szükség. Használata nélkülözhetetlen a mai modern anyagvizsgálatok során. (A segédletben szereplő ábrák egy része Kardos Ibolya és Magyar Zsuzsanna, az ISD DUNAFERR Zrt. munkatársainak munkája.)

A gyakorlathoz nem tartoznak ellenőrző kérdések.

76

6 Ridegtörés Bevezetés A szerkezeti anyagaink tönkremenetelének két szélsőséges típusa a ridegtörés illetve a képlékeny törés. A rideg illetve képlékeny viselkedést az adott anyagon végzett szakítóvizsgálat is jól szemlélteti. A jellegzetes szakítódiagramokat mutatja a 6.1 ábra.

6.1 ábra Egy rideg és képlékeny anyag szakítódiagramja Ugyanakkor az anyagok rideg illetve képlékeny viselkedése az anyagnak nem abszolút tulajdonsága, hanem függ az úgynevezett mechanikai állapottényezőktől. Vagyis a ridegség illetve képlékenység nem anyagi tulajdonságok, hanem az anyagnak egy állapota, viselkedése. A mechanikai állapottényezők A mechanikai állapottényezők a vizsgálati (üzemelési) körülményekkel illetve a szerkezet geometriájával, terhelésével hozhatók kapcsolatba. A mechanikai állapottényezők az alábbiak:  Hőmérséklet  Igénybevétel sebessége  Feszültségi állapot Vizsgáljuk meg részletesen az egyes állapottényezők hatását. A hőmérséklet hatása Ezt a hatást legegyszerűbben ismét a szakítóvizsgálat segítségével mutathatjuk be. Végezzünk szakítóvizsgálatot két ugyanolyan anyagú, geometriájú próbatesten. Az elő próbatest vizsgálata jóval kisebb legyen, mint a szobahőmérséklet, míg a második vizsgálatot szobahőmérsékleten végezzük. A két regisztrált szakítógörbét mutatja a 6.2 ábra.

77

F

F F

T<< Tszoba

F

T= Tszoba

ΔL

ΔL

6.2 ábra A hőmérséklet hatása a szakítóvizsgálat eredményére. A vizsgálat eredményéből megállapítható, hogy a hőmérséklet csökkenése az anyagok elridegedését okozza. A hőmérséklet és a bemetszés érzékenység hatásának együttes vizsgálata. Erre a célra a Charpy féle ütvehajlító vizsgálat szolgál. A vizsgálatot a 6.3. ábrán látható szabványos próbatesten és Charpy ütőművön végzik.

6.3 ábra Charpy féle ütve hajlító vizsgálat A vizsgálat során regisztráljuk az adott hőmérsékleten a próbatest törésére fordított munkát. Ennek jele: KV [J]. Egy jellegzetes vizsgálati görbe a próbatestek töretképével látható a 6.4 ábrán.

78

KV (J)

+90 oC -20 oC

-70 oC +20 oC T (°C)

6.4 ábra Egy jellegzetes hőmérséklet-ütőmunka diagram A vizsgálat alapján definiálható egy TTKV-vel jelzett kritikus átmeneti hőmérséklet. Ez gyakorlati szempontból azért fontos, mert ez a hőmérséklet az adott anyagból készült szerkezet alsó üzemelési hőmérsékletével egyenlő. A kritikus átmeneti hőmérséklet kijelölésére az alábbi elvek használatosak: Adott ütőmunkához rendelt hőmérséklet, pl: TTKV27 J. Ennek kijelölési módját mutatja a 6.5 ábra. KV (J)

27 J

T (°C) TTKV 27J 6.5 ábra Az átmeneti hőmérséklet kijelölése adott ütőmunka alapján

79

Az 50-50 %-os rideg-képlékeny töretfelület alapján. Ennek elvét mutatja az 6.6 ábra

≈ TTKV50/50

T (°C)

6.6 ábra Az átmeneti hőmérséklet kijelölése a képlékeny rideg töretfelületek alapján A lineáris expanzió alapján A lineáris expanzió alatt az e = X-X0 mennyiséget értjük, ahol a betűk jelentését a 6.7 ábra mutatja. A TTKV kijelölése:

e = X-X0 (mm)

X0

0.9 X T (°C) TTKVe=0.9 6.7 ábra Az átmeneti hőmérséklet kijelölése a lineáris expanzió alapján A KV-T görbe inflexiós pontja szerint A KV-T mérési eredményekre az alábbi 4 paraméteres ( A, B, T0 , C ) függvény illeszthető:

 T  T0  KV (T )  A  B * Tanh   C  Az illesztés elvégzése után kijelölhető az inflexiós ponthoz (Tinfl) tartozó TTKV érték (6.8 ábra).

80

KV (J)

KVinfl

T (°C) TTKVinfl 6.8 ábra A kritikus átmeneti hőmérséklet kijelölése a KV-T görbe inflexiós pontja alapján Az igénybevétel sebességének hatása Az igénybevétel sebességét két különböző sebességgel végzett szakító vizsgálat alapján felvett szakítógörbe segítségével mutatja be az 6.9 ábra. Az ábrán a v0 a szakítógép keresztfejének sebessége.

F

F

v1 >> v0

v0

ΔL

ΔL

6.9 ábra Az igénybevétel sebességének hatása a szakítóvizsgálat eredményére. Az ábra alapján megállapítható, hogy az igénybevétel (terhelés) sebességének növelése az anyag elridegedését okozza. Ezért a hirtelen túlterhelések, dinamikus igénybevételek fokozzák a ridegtörés kockázatát. A feszültségi állapot hatása A feszültségi állapot hatását a feszültség koncentráció és a többtengelyű feszültségi állapot jelenlétén keresztül mutatjuk be.

81

A feszültég koncentráció fogalma. A szerkezetek geometriájától függően egy anyagi pont környezetében lévő lokális feszültség különbözhet a szerkezet egészére értelmezett globális feszültségtől. Ezt a következő példákon keresztül mutatjuk be. Tekintsünk egy furatot tartalmazó végtelen kiterjedésű lemezt, melyet egyenletes (σnévl) húzófeszültség terhel. A furat környezetében a feszültség eloszlást a 6.10 ábra mutatja. σnévl

σmax σnévl

σnévl

6.10 ábra A feszültség eloszlás egy furat környezetében A feszültség koncentrációs tényező (  k ) definíciója:

k 

 max  névl

A fenti példában  k = 3. Ha egy végtelen kiterjedésű lemezt egyenletes (σnévl) húzófeszültség terhel, és a lemez egy 2a hosszúságú,  lekerekítési sugarú ellipszis alakú hibát (anyaghiányt) tartalmaz (6.11 ábra), akkor a feszültség intenzitási tényező értéke:

 k  1 2

a



82

σnévl

σmax σnévl ρ

2a

σnévl

6.11 ábra Feszültség eloszlás egy ellipszis alakú hiba környezetében. Következő példaként tekintsünk egy bemetszett szakító próbatestet. Egyenletes húzófeszültséggel terhelve, a bemetszés környezetében a feszültségi állapotot a 6.12 ábra mutatja.

6.12 ábra Feszültség eloszlás egy bemetszett próbatestben

83

Látható, hogy a bemetszés hatására, már a rugalmas alakváltozás tartományában is többtengelyű feszültségi állapot keletkezik. A feszültség intenzitási tényező ebben az esetben, egyszerű formában nem írható fel. Paraméteres alakban:  k  f (d / D, r / D) Egy ilyen paraméteres görbesereget mutat a 6.13 ábra.

k

k k

6.13 ábra A feszültség koncentrációs tényező bemetszett próbatestre Az ábrából látható, hogy azonos d és D értékek mellet a feszültség koncentrációs tényező a bemetszés sugarának csökkentésével nő. Végezzünk egy szakítóvizsgálati sorozatot, az alábbi próbatesteken: 1. d átmérőjű „sima”, közönséges, hengeres próbatesten. 2. Azonos d és egy D átmérővel, r = 2mm lekerekítési sugarú bemetszett próbatesten. 3. Azonos d és egy D átmérővel, r = 0.5mm lekerekítési sugarú bemetszett próbatesten. Határozzuk meg a feszültség koncentrációs tényező, valamint fajlagos törési munka értékét az egyes próbatestekre az alábbi képlet segítségével: R u J Wc  m  u 2 cm3 A fajlagos törési munka, illetve a feszültség koncentrációs tényező kapcsolatát mutatja a 6.14 ábra.

84

Wc

k

1

6.14 ábra A fajlagos törési munka és a feszültség koncentrációs tényező kapcsolata A bemetszés sugarának csökkentésével a fajlagos törési munka csökken. Általánosságban kijelenthető, hogy a háromtengelyű húzófeszültség jelenléte a ridegtörés kockázatát növeli. Nevezetes ridegtörési esetek A káresetek elemzése azt mutatja, hogy ridegtörésre főleg nagyméretű mérnöki szerkezetek hajlamosak. Ilyenek pl. a hajók, hidak, nyomástartó berendezések, turbinák, stb. Hajók: Az 1942-45-ben az USA-ban gyártott Liberty Típusú hajókból (1100 db) 400 esetben észleltek töréseket. Ebből 16 darab hajó kettétört. Egy ilyen kettétört tankhajó képe látható az 6.15 ábrán.

6.15 ábra Két részre tört tankhajó Még nevezetesebb este volt a Schenectedy-é, amely 1943 ban, egy januári éjszakán, kikötőben, nyugodt vízben tört ketté. 85

Tartályok: 1963-ban egy erőműi dob a nyomáspróba alatt tört el. Méretei  = 6.8 m x 18.8 m, falvastagsága 57 mm (6.16 ábra).

6.16 ábra Nyomáspróba során felrobbant tartály 1965-ben ugyancsak nyomáspróbán tört szét egy ammónia tartály (6.17 ábra). Mérete:  = 1.7 m x 16 m, falvastagsága 149 mm.

6.17 ábra Nyomáspróba során felrobbant ammónia tartály Jellemző a ridegtörés energiájára, hogy ebből a tartályból egy 2 tonnás darab a tetőn át 46 métert repült és a parkolóban állt meg (6.18 ábra).

86

6.18 ábra Az ammónia tartályból elrepült darab A 6.19 ábrán egy turbina tönkremenetele látható mely a próbapadon tört el.

6.19 ábra Turbina törése próbapadi terheléskor A fenti káresetek elemzésekor arra a megdöbbentő jelenségre figyeltek fel a mérnökök, hogy a törések helyén nem találtak makroszkopikus méretű képlékeny alakváltozást. Ez a tény alapvetően ellentmond a klasszikus szilárdságtanra épülő méretezési filozófiának. Ott ugyanos a károsodás előtt a folyáshatárnak csak egy biztonsági tényezővel csökkentett értéke a megengedhető feszültség. Ezen méretezés szerint a tönkremenetelt mindenképpen képlékeny alakváltozás kellett volna, hogy megelőzze. Ezen ellentmondás késztette a kutatókat a törésmechanika megalkotására.

87

A törésmechanika alapfogalmai A törésmechanika alapfeltevése, hogy a testek mindig tartalmaznak anyagi folytonossági hiányokat, melyek szélső esetben repedésnek tekinthetőek. A repedés csúcsának törésmechanikai elemzése a feszültségi állapot, illetve a repedéscsúcs energia állapotának vizsgálatával végezhető el. Vizsgáljunk egy a síkjában végtelen kiterjedésű vastag lemezt, mely egy 2a hosszúságú centrális repedést tartalmaz (6.20 ábra).

σ

 xy

y

σy P

r

σx

Ф x

2a

σ 6.20 ábra Feszültségeloszlás egy 2a centrális repedést tartalmazó lemezben A repedés csúcsához közeli P anyagi pont környezetében a feszültségi állapot az alábbi egyenlet segítségével írható le: KI  ij  f ij   2 r Rögzített anyagi pont esetén a repedés csúcsához közeli anyagi pontban (r=áll., θ=áll.) a feszültségeloszlás arányos a K I mennyiséggel.

 ij (r  áll ,  áll ) ~ K I A K I a törésmechanika alaplapmennyisége a feszültség intenzitási tényező, r és  az anyagi pont polár koordinátái, a megfelelő f ij   függvények pedig trigonometrikus kifejezéseket tartalmazó

dimenziótalan mennyiségek. A feszültség intenzitási tényező végtelen kiterjedésű vastag lemezre, mely egy 2a hosszúságú centrális repedést tartalmaz az alábbi alakú:

K I   a A feszültség intenzitási tényező dimenziója Nmm3 / 2 vagy MPa m .

88

Abban az esetben, ha a repedés nem középen helyezkedik el, illetve véges méretű darabról van szó akkor a feszültség intenzitási tényező alakja: K I    a Y ( geometria, repedésméret )

Ahol az Y az úgynevezett alaktényező. Az adott geometriájú repedést tartalmazó szerkezeti anyagra ismerni kell a feszültség intenzitási tényező kritikus értékét. Ezt általában a K c -vel jelölik. Abban az esetben, ha ez a mérőszám a geometriától független érték, akkor ezt az anyagra jellemző törési szívósságnak nevezzük és K Ic vel jelöljük. A törésmechanikai méretezés illetve ellenőrzés lényege a K I  K Ic feltétel ellenőrzése. Ebben az estben ugyanis adott  mértékadó feszültség mellett az a jellemző méretű repedés a szerkezetben statikus terhelés mellett még megengedhető, azaz nem terjedő repedés lesz. Az instabil repedésterjedés (törés) akkor következik be, ha K I  K Ic . 1. Példa. Törés középen elrepedt lemezben Egy 200 mm széles nagyszilárdságú alumíniumötvözetből készült vastag lemezben egy 80 mm hosszú, a lemez közepén elhelyezkedő repedés van. Kérdések: 1) Ha a törés 100 MPa-os feszültségnél bekövetkezik, mekkora lesz az ötvözet törési szívóssága? 2) Mekkora feszültségnél okozna törést ugyanaz a repedés: a) végtelen testben, b) 120 mm széles lemezben? Megoldás: 1) A feszültség intenzitási tényező centrális repedést tartalmazó lemezre: 1/ 2

  a  K I   alk Wtg    W  

Mivel alk= 100 MPa, a= 0,04 m és W= 0,2 m, így

a  a   0,2 és radiánban helyettesítve tg    0,726 W W  Tehát: KI = alk[0,726 W]1/2= 1000,38=38 MPam1/2

2a) végtelen lemez A feszültség intenzitási tényező:

K I   a 

1/ 2

Tehát: 38=  (0,04)1/2 , amiből adódik, hogy = 107,2 MPa

89

2b) centrális repedés véges méretű lemezben

a  a   0,333 és tg    1,732 és mivel töréskor: KI = KIc =  (1,732W)1/2=38, így W W  tehát: = 83,4 MPa

Mivel W= 0,12 m,

90

Ellenőrző kérdések:  Rajzolja fel egy rideg és egy képlékeny anyag szakítódiagramját.  Sorolja fel a mechanikai állapottényezőket.  Mutassa be a hőmérséklet hatását egy szobahőmérsékletű és egy alacsony hőmérsékletű szakítógörbe alapján.  Mutassa be az igénybevételi sebesség hatását egy szobahőmérsékletű és egy alacsony hőmérsékletű szakítógörbe alapján.  Rajzolja fel egy hengeres bemetszett próbatestben a keresztmetszet mentén lévő feszültség eloszlást.  Rajzolja fel a Charpy vizsgálattal felvett KV-T diagrammot.  Sorolja fel a TTKV meghatározási módjait.  Definiálja a feszültségkoncentrációs tényező fogalmát egy furattal rendelkező húzott lemez példáján.  Rajzolja fel különböző bemetszésű szakító próbatestekre a Wc   k görbét.   

Definiálja a feszültség intenzitási tényezőt egy a síkjában végtelen kiterjedésű,  húzófeszültséggel terhelt, középen 2a hosszúságú repedést tartalmazó lemez esetére. Adja meg a feszültség intenzitási tényező lehetséges dimenzióit. Mi az instabil repedésterjedés törésmechanikai kritériuma?

91

A ridegtörés gyakorlat menete A gyakorlat 2x45 perces. Hely: MT anyagvizsgáló 1. Ellenőrzés : 5-10 perc 2. Elméleti összefoglaló: 25 perc Az alapfogalmak rövid összefoglalása, az állapottényezők (feszültségi állapot, hőmérséklet, alakváltozási sebesség) hatásának ismertetése. 3. A feszültségi állapot hatásának vizsgálata: 30 perc Inhomogén, többtengelyű feszültségi állapot előállítása hengeres szakító próbatestek bemetszésével. A bemetszés-érzékenység (feszültség-torlódás) értékelése a fajlagos törési munka alapján. Az k formatényező meghatározása nomogram segítségével. Szakítóvizsgálat 1 db sima és 2 db bemetszett próbatesten ( rbem = 2 és 0,5 mm )  próbatest méreteinek lemérése, a formatényezők meghatározása  szakítások elvégzése (szakító diagramok felvétele), az eltört darabok átmérőjének mérése  Rm, u, u meghatározása, ezekből a Wc kiszámítása a trapézformulával:

W

c



R    2 m

u

u

J cm 3

A Wc   k diagram felrajzolása három méréspont alapján. 4. A hőmérséklet hatásának vizsgálata ütvehajlító kísérlettel: 10 perc Ütvehajlítás elvégzése 1 db szobahőmérsékletű és 1 db folyékony nitrogénben hűtött, ISO-V kialakítású acél próbatesten, majd:  az eltört darabokon az expanzió meghatározása  a töretfelületek értékelése  az ütőmunkák megadása. Az ütvehajlításokat csak a gyakorlatvezető végezheti! 5. A törésmechanikai rész rövid összefoglalása és a példamegoldás: 20 perc A gyakorlat jegyzőkönyves, a jegyzőkönyv űrlap és  k diagram letölthető a tanszéki honlapról : www.att.bme.hu.

92

7

Megújulás, újrakristályosodás és kiválásos keményedés

Bevezetés, az újrakristályosítás célja Az anyagok fizikai tulajdonságai és szemcseszerkezete képlékeny hidegalakítás hatására – az anyag szabadenergiájának növekedése folytán – számottevően megváltoznak. A mikroszerkezetre érzékeny tulajdonságok (például szilárdság, alakváltozás) nagyobb mértékben, míg a kevésbé mikroszerkezet függő tulajdonságok (például villamos vezetés) kisebb mértékben. A képlékeny hidegalakításnak három fő hatása van. (1) megváltozik a szemcseszerkezet, a szemcsék alakja (7.1 ábra). Az alakítás (például hengerlés) hatására az eredetileg poligonális szemcsék megnyúlnak.

Alakítatlan szemcseszerkezet Alakított (hengerelt) szemcseszerkezet 7.1 ábra Szemcseszerkezet alakítás előtt és után (2) A hidegalakítással bevitt energia hatására beinduló Frank-Reed források működésével megnő az anyag diszlokáció sűrűsége (108 cm-2→1012 cm-2). (3) Az alakítás hatására bekövetkező diszlokációsűrűség növekedés hatására alakítási keményedés lép fel: a szilárdsági jellemzők (folyáshatár, szakítószilárdság) nőnek, míg az alakváltozási jellemzők (szakadási nyúlás, kontrakció) csökkennek. Ennek oka az, hogy a nagyszámú diszlokáció jelentősen gátolja egymást a szabad elmozdulásban. A 7.2 ábra ezeknek a jellemzőknek a változását mutatja be egy acél típus, sárgaréz (Cu-Zn ötvözet) és réz esetére. Megjegyezzük, hogy a növelt szabadenergiájú állapot nem csak képlékeny hidegalakítás hatására, hanem például neutron besugárzás, vagy gyors hűtés esetén is előállhat.

7.2 ábra A mechanikai tulajdonságok változása a képlékeny alakítás mértékének függvényében (a) folyáshatár, (b) szakítószilárdság, (c) szakadási nyúlás A képlékeny alakváltozással bevitt energia nagy része (~90%) hővé alakul, míg fent maradó hányada (~10%) az anyagban tárolódik (új üresrácshelyek képződése, diszlokációk képződése). Az 93

anyag, mint minden termodinamikai rendszer igyekszik az energiáját csökkenteni. Ez a törekvés szilárd testekben kis hőmérsékleten az ionok viszonylag erős helyhez kötöttsége miatt nem, vagy csak kis mértékben érvényesül. Nagyobb hőmérsékleten azonban – az ionok nagyobb termikus energiája révén – a szabadenergia csökkentő változások könnyebben végbemennek. Az ehhez az energiacsökkentéshez kapcsolódó anyagszerkezettani folyamatokat nevezzük összefoglaló néven újrakristályosodásnak vagy rekrisztallizációnak. Az újrakristályosodás jelenségének számos fontos vonatkozása van. Az alakítás előrehaladtával az anyag alakváltozó képessége fokozatosan kimerül. Számos ipari technológia azonban nagy értékű alakváltozási képességet követel meg (például dróthúzás, süllyesztékes kovácsolás), ezért ezeket a technológiai műveleteket vagy nagyobb hőmérsékleten végzik (melegalakítás), vagy az alakváltozási képesség kimerülésének megelőzésére a technológiai lépéssorba újrakristályosító hőkezelést iktatnak be. Megint más esetekben a szilárdságnövelés a cél, amelynek egyik lehetősége a szemcseméret csökkentése (Hall-Petch egyenlet). Az újrakristályosítással – megfelelő előzetes hidegalakítást feltételezve – előidézhető a szemcseszerkezet finomodása, az átlagos szemcseméret csökkenése. Az újrakristályosodás hőmérsékletének (Trekriszt) a képlékeny alakító technológiákban is fontos műszaki szerepe van. A rekrisztallizációs hőmérséklet alatti (TTrekriszt) melegalakításnak, a rekrisztallizációs hőmérséklet közelében végzett alakításokat pedig félmeleg alakításnak nevezzük (T≈T rekriszt). A képlékeny alakváltozás hatására megváltozott tulajdonságok meghatározott hőmérsékleten (az újrakristályosodási hőmérséklet felett) végzett izzítással visszaállíthatók eredeti értékükre (7.3 ábra).

7.3 ábra A mechanikai tulajdonságok változása a képlékeny alakítás hatására (a) és az újrakristályosító hőkezelés hatása a mechanikai tulajdonságokra A teljes folyamat három fő részt foglal magába: a megújulást, az újrakristályosodást és a szemcsedurvulást. A következő, 7.4 ábrán az egyes részfolyamatok során végbemenő szemcseszerkezeti változásokat mutatjuk be. 94

7.4 ábra Az újrakristályosító hőkezelés hatása a szemcseszerkezetre (a) alakított szemcsék, (b) újrakristályosodott szerkezet, (c) szemcsedurvulás Jelen oktatási segédlet célja, hogy bemutassa a fent felsorolt folyamatok anyagszerkezettani okait és vonatkozásait, az újrakristályosító hőkezelés elvi alapjait. A megújulás jelensége A megújulás hőmérsékletén végzett izzítás hatására a szemcseszerkezet nem fog megváltozni, ugyanakkor a szemcséken belül jelentős változások mennek végbe. Az üres rácshelyek száma beáll az izzítási hőmérséklet által indokolt nagyságúra. Vagy kidiffundálnak a felületre, vagy pedig csatlakoznak valamely, a közelben lévő diszlokáció extrasíkjához és ezáltal megindítják a diszlokációk kúszását, melynek hatására a diszlokációk átrendeződnek. A krisztallitok meghatározott félterében pozitív, másik félterében pedig jellemzően negatív diszlokációk gyűlnek össze, vagyis az azonos diszlokációk egy helyre rendeződnek. Az ellentétes előjelű diszlokációk pedig kioltják egymást. Ezen hatások által a munkadarabban tárolt energia csökken. A kúszás során kialakuló diszlokáció mozgás és elhelyezkedés a poligonizáció. Az azonos előjelű diszlokációk számára ugyanis az a legkisebb energiájú helyzet, amikor egymás alatt helyezkedhetnek el. A felül lévő diszlokáció csúszósíkja alatti húzott zóna az alul lévő diszlokáció csúszósíkja feletti nyomott zónával kerül kapcsolatba, így energiájuk csökken. Az egymás alatt elhelyezkedő, azonos előjelű diszlokációk, pedig kismértékű orientáció különbséget eredményeznek és ezáltal kisszögű szubszemcsehatárt hoznak létre (7.5 ábra).

7.5 ábra A poligonizáció jelensége Ezek a szubszemcsék lesznek az alapjai az új, immáron közel feszültségmentes szerkezetnek, ami az újrakristályosodás során jön létre. Ezért a poligonizáció végbemenetele az újrakristályosodás alapvető feltétele.

95

Újrakristályosodás A poligonizáció során kialakult szubszemcsehatárokon a diszlokációk viszonylag távol helyezkednek el egymástól a kis szögű szemcsehatár miatt. A hőmérséklet hatására éppen ezért a szubszemcsehatárok könnyen mozgásba lendülnek, hiszen a kis orientáció különbség miatt az egyes atomok, atomsorok könnyen csatlakoznak az egyik, vagy éppen a másik szemcséhez. Az egymással találkozó kisszögű határok egyesülésével létrejövő szubszemcsehatáron nő a diszlokációk száma, és ezáltal nő az orientáció különbség. Ennek a folyamatnak a lévén egyre több olyan szubszemcse alakul ki, amely nagy szögű szemcsehatárral, a szemcsehatáron pedig nagyobb diszlokációsűrűséggel rendelkezik. Ezek a szubszemcsék a többiek rovására növekedni kezdenek és így új, feszültségmentes szemcsék alakulnak ki. Tehát az újrakristályosodás során nem a képlékenyen alakított, nagy energia többlettel szemcsék nyerik vissza eredeti állapotukat, hanem teljesen új, feszültségmentes krisztallitok képződnek. A rekrisztallizáció hajtóereje tulajdonképpen az alakváltozott és az újonnan kialakult szemcsék közötti energiakülönbség. Szemcsedurvulás A fémekben a rekrisztallizáció befejeztével sem teljesen feszültségmentesek a szemcsék, mert a folyamat helyenként indul be és mindaddig folytatódik, amíg az újonnan keletkező szemcsék teljesen össze nem érnek. Ha az így keletkező szemcsék nem azonos méretűek, akkor a rekrisztallizáció tovább folytatódhat. Ez a jelenség a szemcsedurvulás, vagy másodlagos (szekunder) rekrisztallizáció. A szemcsék a másodlagos rekrisztallizáció során is a lehető legkisebb energiaállapotra törekednek. Az újonnan keletkezett szemcsék energetikai szempontból legkedvezőtlenebb állapotú atomjai a szemcsék felületén helyezkednek el, mivel ezeknek az atomoknak egy vagy több közvetlen szomszédja hiányzik. Ennek okán a szemcsék felületén egyfajta felületi feszültség alakul ki. Az egymással szomszédos szemcsék felületi feszültségei akkor kerülnek egyensúlyba, ha a közvetlenül szomszédos három szemcse határfelületei 120°-ot zárnak be egymással. (Ez egyúttal azt is jelenti, hogy az ideális alakú szemcsék tökéletes hatszögek lennének.) Azonban a rekrisztallizáció során az egyes szemcsék egymáshoz képesti nem egyenlő távolsága, valamint eltérő növekedési sebessége miatt nem egyforma méretű szemcsék alakulnak ki. Ennek következtében a nagyobb méretű szemcsék a kisebbek rovására növekedni fognak (7.6 ábra). Ezt úgy is megfogalmazhatjuk, hogy a szemcsehatárok a görbületi középpontjuk irányába tolódnak el.

96

7.6 ábra A szemcsedurvulás lefolyása (a jobboldali szemcse nő a baloldali rovására) Maga az újrakristályosodás tehát diffúziós folyamat, és mint ilyen, a diffúziós fázisátalakulásokhoz hasonló módon adott inkubációs idő letelte után adott időtartam alatt megy végbe. A fázisátalakulásokhoz hasonlóan az újrakristályosodott anyaghányadot is az Avrami egyenlet írja le: y  1  e  kt

n

Az egyenlethez tartozó matematikai görbét és a hozzá kapcsolódó számítási összefüggéseket a következő, 7.7 ábra mutatja be. Minél nagyobb hőmérsékleten történik az újrakristályosítás, a görbe annál inkább balra tolódik, vagyis a rekrisztallizáció inkubációs időszükséglete és magának az átalakulásnak az időszükséglete is csökken.

7.7 ábra Az Avrami-egyenlet és matematikai összefüggései Az újrakristályosodást befolyásoló tényezők Az előzetes képlékeny alakítás mértékének hatása a kialakuló szemcseátmérőre Mint azt említettük az újrakristályosodás egyik anyagszerkezettani feltétele a poligonizáció végbemenetele, amely által szubszemcsék keletkeznek. Amennyiben az előzetes alakítás mértéke kicsi, az alakítási folyamatok jellegéből következően csak néhány helyen alakul ki olyan mértékű diszlokációsűrűség, amelynek következtében a megújulás során végbemehet a diszlokációk rendeződése, vagyis a poligonizáció. Az újrakristályosodás ilyen esetben csak az így kialakult néhány szubszemcsén indulhat meg, aminek az lesz a következménye, hogy durva szemcsés lesz a 97

szerkezet (hiszen az újonnan kialakuló szemcsék ritkán helyezkednek el és ezért sokáig nőhetnek, amíg egymással találkoznak). Az ilyen, kismértékű előzetes alakítást kritikus alakításnak nevezzük és a jó mechanikai tulajdonságok elérése érdekében az esetek túlnyomó többségében igyekszünk elkerülni (7.8 ábra). A kritikus alakítás ötvözettípustól függően a 3-15% alakváltozási tartományba esik. Ha az előzetes alakítás mértéke nagyobb, akkor sok erősen deformált, nagy diszlokációsűrűségű tartomány fog kialakulni, a poligonizáció nagyobb tartományban megy végbe, így sok új krisztallit fog keletkezni, az újrakristályosodott tartomány finomszemcsés lesz.

7.8 ábra Az előzetes képlékeny alakítás hatása az újonnan keletkező szemcsék átlagos átmérőjére Az előzetes képlékeny alakítás mértékének hatása a rekrisztallizációs hőmérsékletre Minél nagyobb az előzetes alakítás mértéke, annál kisebb hőmérsékleten megindul a rekrisztallizáció, vagyis az egyes fémek újrakristályosodási hőmérséklete függ az előzetes alakítás mértékétől (7.9 ábra). Tehát az újrakristályosodási hőmérséklet egy adott hőközben változik az előzetes alakítás mértékének függvényében. A rekrisztallizációs hőmérséklet megbecsülhető az olvadáspont alapján. Jó közelítéssel az rekrisztallizációs hőmérséklet a 0,5-es homológ hőmérsékletnek felel meg. A homológ hőmérsékletet a kezelési hőmérséklet (kelvinben) és az olvadáspont (szintén kelvinben) hányadosaként számítható ki. A gyakorlatban az újrakristályosodási hőmérséklet 0,3-0,7-es homológ hőmérséklet tartományba esik (felhívjuk a figyelmet, hogy a fenti összefüggésből a kezelési hőmérséklet (vagyis a rekrisztallizációs hőmérséklet is kelvinben adódik). A 7.1 táblázat néhány színfém és ötvözet alapállapotbeli újrakristályosodási hőmérsékletét, valamint olvadáspontját mutatja be. Név Trekriszt (°C) Tolv (°C) Ólom -4 327 Ón -4 232 Cink 10 420 Alumínium 99,999 8 660 Réz 99,999 120 1085 Sárgaréz 475 900 (Cu60Zn40) Nikkel 370 1455 Vas 450 1538 Volfrám 1200 3410 7.9 ábra Az előzetes alakítás hatása az 7.1 táblázat Jellemző újrakristályosodási újrakristályosodási hőmérsékletre hőmérsékletek és olvadáspontok 98

A hőntartási idő hatása a kialakuló átlagos szemcseméretre Adott előzetes alakítás után a munkadarabot a rekrisztallizációs hőmérséklet felett izzítva az újonnan kialakuló átlagos szemcseméret a hőntartási idő növelésével jó közelítéssel lineárisan növekszik (7.10 ábra). A hőntartási hőmérséklet hatása a kialakuló átlagos szemcseméretre A rekrisztallizációs hőfok feletti hőmérsékleten izzított próbatestek újonnan kialakuló átlagos szemcseátmérője állandó idő mellett a hőmérséklettel exponenciálisan nő (7.10 ábra).

7.10 ábra A hőmérséklet és az idő hatása az újonnan kialakuló átlagos szemcseméretre A műszaki gyakorlatban a hőkezelések hőfokát és időtartamát általában komplex módon, párhuzamosan kell kezelnünk. Az újrakristályosodás folyamatát leíró hőtani és diffúziós problémát erősen leegyszerűsítve a hőmérséklet és a hőntartási idő kapcsolat a következő egyenlet formájában fogalmazható meg. T1 (C  lg t1 )  T2 (C  lg t 2 )

A C állandó értéke az ötvözés jellegétől és mértékétől függően 14 és 32 között változik, de kevésbé ötvözött acélok esetén a C≈20 érték használható. Más esetben a C értéket kísérletileg lehet meghatározni. Ötvöző vagy szennyező atomok hatása az újrakristályosodásra Az ötvöző vagy szennyező atomok jelenléte az újrakristályosodási folyamatokat általában lassítja a gátolt diffúzió miatt. A fentiekből kiviláglik, hogy a megújulás az újrakristályosodás bonyolult anyagszerkezettani folyamat, amit számos paraméter befolyásol. Az újrakristályosodás és az újonnan kialakuló szemcsék átlagos méretének leírására az úgynevezett újrakristályosodási diagramot alkalmazzák, amelyre példaként a szín alumínium diagramját mutatjuk be (7.11. ábra).

99

7.11 ábra Alumínium teljes újrakristályosodási diagramja Felhasznált és ajánlott források [1] Dr. Gillemot László: Anyagszerkezettan és Anyagvizsgálat, Tankönyvkiadó, Budapest, 1979 [2] William D. Callister Jr.: Fundamentals of Materials Science and Engineering An Interactive e-Text, John Wiley and Sons. Inc., 2001 [3] William D. Callister Jr.: Materials Science and Engineering: An Introduction, John Wiley and Sons. Inc., 2007 [4] Dr. Prohászka János: Bevezetés az anyagtudományba, Tankönyvkiadó, Budapest, 1988 [5] A. G. Guy: Fémfizika, Műszaki Könyvkiadó, Budapest, 1978 [6] Tanszéki jegyzetek

100

KIVÁLÁSOS KEMÉNYEDÉS A kiválásos keményedés jelensége olyan fémek illetve fémötvözetek szilárdságnövelését is lehetővé teszi, amelyeknél nem játszódik le allotróp átalakulás. Ilyenek például bizonyos alumínium ötvözetek (Al-Cu, Al-Mg-Si, Al-Zn-Mg). Ezek esetében a kiválásos keményedés elvén tudunk szilárdságnövelést végrehajtani. A kiválásos keményedés feltételei a következők (7.12 ábra):  korlátolt oldódás  az oldóképesség változása a hőmérséklet függvényében  az oldóképesség változását kísérő szegregáció során kemény fázis (általában vegyület fázis) kiválása  a szegregáló ötvöző diffúziós tényezője elegendően nagy legyen az alapfémben. T Foly  Foly

Foly + AnBm

 Szegregáció  AnBm

A

AnBm

Nemesíthető ötvözetek

B

Alakítható ötvözetek 7.12 ábra A kiválásos keményedés feltételei A kiválásos keményedés feltételei teljesülhetnek, ún. kvázibinér rendszerekben is, ilyenkor két ötvöző elem vegyületfázisát tekintjük ötvözőnek az alapfémben (például Al-Mg2Si ötvözet az AlMg-Si ötvözet-rendszerben). Ahhoz, hogy megértsük a kiválásos keményedés során lejátszódó jelenségeket, ismételjük át az egyensúlyi átalakulás szövetelemeit (7.13 ábra). A vegyületfázist az ábrán β-val jelöltük, korlátolt oldás itt is lehetséges, ha kvázibinér rendszert tekintünk. (Az elsődlegesen kivált szöveteket külön betűvel nem jelöltük.) A 7.12 ábra szerint nemesíthető ötvözetek szövetszerkezete tehát, α szilárdoldat+szekunder β amikor is a másodlagos kiválás tipikusan a szemcsehatáron történik. 101

A kiválásos keményedés jelensége azon alapul, hogy ezt az egyensúlyi szövetszerkezetet nem engedjük kialakulni. Homogén szilárdoldat létrehozása után olyan gyorsan hűtjük le a darabokat, hogy az egyensúlyi szövetek (fázisok) kialakulására ne legyen idő. T





B

A

s. 

s. 

Eutektikum (E) s. E

E + s. 

7.13. ábra Egyensúlyi szövetelemek Végső soron az energetikailag stabil egyensúlyi állapot elérésére törekszik az anyag, ezt az állapotot átmeneti fázisok kialakulásán keresztül éri el. Röviden összefoglalva, ezeknek az átmeneti fázisoknak a szilárdságnövelő hatását használjuk ki kiválásos keményedés során. A kiválásos keményedésen alapuló hőkezelés ciklusdiagramja a 7.14 ábrán látható. Edzés

T

Tkrit Mesterséges öregítés 120 - 180 C Homogenizálás

Természetes öregítés 20 - 40 C

7.14 ábra Hőkezelési ciklusdiagram

t

A homogenizálás során tehát homogén szilárdoldatot hozunk létre. A homogenizálás hőmérsékletét igen körültekintően kell megválasztani, ennek az adott összetétel szerinti szegregációs hőmérsékletnél nagyobbnak, de az eutektikus hőmérsékletnél alacsonyabbnak kell

102

lennie (7.15 ábra). A homogenizálás idejét úgy kell megválasztani, hogy teljes keresztmetszetben homogén szilárdoldat jöjjön létre. T

T

 Teut

Tkrit

t

Homogenizálás hőmérsékleti tartománya 7.15 ábra A homogenizálás hőmérsékleti tartománya

A homogén szilárdoldat létrehozása után gyors hűtéssel, víz- (melegvíz, esetleg olaj) hűtéssel túltelített szilárdoldatot hozunk létre. A kiválásos keményedés feltétele a túltelített szilárdoldat amelyből természetes illetve mesterséges öregítés során kiváló fázisok, felfedezőjük alapján Guinier-Preston Zónák (GP I. ill. II. zónák ) hozzák létre a kiválásos keményedést. Minőségileg a 6.16 ábra szerint képzelhetjük el a zónák kialakulását: Alapfém Diffúzió

Diffúzió

Ötvöző Túltelített szilárdoldat

GP I. zóna

GP II. zóna

7.16 ábra A Guinier-Preston zónák kialakulása A túltelített szilárdoldatból, az ötvöző atomok (ionok) diffúziós mozgása következtében atomdúsulások alakulnak ki bizonyos síkokban, az ilyen néhány atomsor és néhány 100 Å méretű kiválások a GP I. zónák. A GP II. zónák további diffúzióval jönnek létre, ezek több atomsor és kb. 100 nm nagyságú kiválások. A GP II. zónákban az ionok elrendezése az egyensúlyi vegyületfázisnak felel meg, de azok mérete nem egyensúlyi (annál nagyobb). További diffúzió az egyensúlyi fázisoknak megfelelő méreteket eredményez, amely végső soron az egyensúlyi szövetszerkezetet

103

adja, ezt az ún. túlöregítést el kell kerülni, hiszen a mechanikai tulajdonságok is az egyensúlyra jellemzőek lesznek. A kiválásos keményedés során kialakuló zónák akadályozzák a diszlokációk mozgását a csúszósíkokban, így szilárdságnövekedést okoznak a képlékenységi jellemzők jelentős rontása nélkül. A szilárdság növekedése a kivált részecskék méretétől és egyenletes eloszlásuktól függ. Minél kisebb méretűek a kiválások és egyenletesebb az eloszlásuk annál nagyobb a szilárdság növekedése, ez az alábbi egyszerű mennyiségi szemléltetésből is látható: Legyen egy „a” oldalhosszúságú kockában teljesen egyenletes eloszlásban, egy irányban „n” darab kiválás (idegen szóval precipitátum) amelyek távolsága „L” és egy részecske mérete „d” (7.17 ábra). Diszlokáció

 

d

 Precipitátum L

a

a 7.17 ábra Kisebb méretű és egyenletesebb eloszlású kiválás nagyobb szilárdságnövekedést okoz Ideális kristályra ismert, hogy egy diszlokáció által okozott szilárdság növekedés: * 

Gb 2L

itt, τ* egy diszlokáció által létrehozott szilárdság növekedés, amelyre b Burgers-vektor jellemző, L pedig azt a távolságot jelenti, amelyen belül egy diszlokáció található, G a csúsztató rugalmassági modulus. Ha a kivált részecskék távolságát úgy fogjuk fel, mint a diszlokációk távolságát, az előző egyenletből látható, hogy ha „L” csökken a szilárdság nő. Az egyenletes eloszlású precipitátumok feltételezésével írható, hogy a részecskék koncentrációja: c

n  d 3 a3

Mivel a = n∙L, a kiválások távolsága úgy is írható, hogy: L

d 3

c

A részecskék távolságának helyettesítésével a kiinduló egyenlet a következő alakban írható: * 

G b3 c 2 d

Ebből az utóbbi összefüggésből látható, hogy ha a kivált részecskék mérete csökken és a koncentrációja nagyobb, nagyobb szilárdságnövekedést kapunk.

104

Kisebb méretű kiválás alacsonyabb hőmérsékleten jön létre, azaz a természetes (szobahőmérsékleten végrehajtott) öregítés kedvezőbb a mesterségesnél. Ez azzal magyarázható, hogy a kiválásos keményedés csíraképződéssel járó folyamat és a kritikus csíraméret kisebb, kisebb hőmérsékleten. Kisebb csíraméret pedig kisebb kiválásokat eredményez. A magasabb hőmérsékleten végrehajtott öregítés hamarabb okoz szilárdságnövekedést, de természetesen az kisebb mértékű.

7.18 ábra A kiválásos keményedés szilárdságnövelő hatása A kiválásos keményedést, mint említettük, elsősorban alumínium és ötvözetei hőkezelésére („nemesítésére”) használják. Az Al-Mg-Si ötvözetek mesterségesen, míg az Al-Cu ötvözetek természetesen öregednek. Az Al-Zn-Mg ötvözetek önnemesedő ötvözetek, amely azt jelenti, hogy túltelített szilárdoldat jön létre pl. hegesztés után és azt követően természetesen öregedik. Az utóbbi ötvözeteknél akár 600 MPa szakítószilárdság is elérhető nemesítéssel. A kiválásos keményedést szerszámacéloknál is használják szilárdságnövelésre, ugyanis azok az erősen ötvözött szerszámacélok, amelyek karbidképzőkkel vannak ötvözve, komplex karbidok kiválása miatt kiválásosan is keményednek az edzést követő megeresztés során. Például a gyorsacélok ilyenek, amelyeket háromszor megeresztve jelentős keménységnövekedés tapasztalunk. A kiválásos keményedés hatását jól szemlélteti a gyakorlaton hőkezelt Al-Zn-Mg ötvözet keménységének alakulása: Állapot

Edzett

Természetesen öregített (1 év) 105

60 C-n 60 C-n 90 C-n 90 C-n 1 h öregítés 8 h öregítés 1 h öregítés 6 h öregítés 91 98 89 96

Keménység 80 HR2,5/625N Rm (MPa) 150 350 7.2 táblázat A kiválásos keményedés hatása az Al-Zn-Mg ötvözetek mechanikai tulajdonságaira

105

Ellenőrző kérdések                           

Sorolja fel az újrakristályosító hőkezelés néhány ipari alkalmazását! Milyen hatással van az újrakristályosítás az alakított fémek mechanikai tulajdonságaira? Hogyan változik egy képlékenyen hidegalakított fém szemcseszerkezete az újrakristályosodás folyamán? Néhány mondatban ismertesse a megújulás jelenségét! Néhány mondatban és ábrával ismertesse a poligonizáció jelenségét! Néhány mondatban ismertesse az új krisztallitok képződésének folyamatát! Milyen feltételei vannak az újrakristályosodás végbemenetelének? Ismertesse a szemcsedurvulás vagy másodlagos (szekunder) rekrisztallizációt! Hogyan írható le az idő függvényében az újrakristályosodott anyaghányad (egyenlet és görbe)? Hogyan befolyásolja (merre tolja el) a hőmérséklet növelése az újrakristályosodott anyaghányadot leíró görbét? Milyen tényezők befolyásolják az újrakristályosodást? Hogyan befolyásolja az előzetes alakítás mértéke az újonnan kialakuló szemcsék átlagos méretét? Mi a kritikus alakváltozás? Hogyan befolyásolja az előzetes alakítás mértéke a rekrisztallizációs hőmérsékletet? Definiálja a homológ hőmérsékletet! Hogyan befolyásolja a hőntartási idő az újonnan kialakuló szemcsék átlagos méretét? Hogyan befolyásolja a hőntartási hőmérséklet az újonnan kialakuló szemcsék átlagos méretét? Irja fel, hogy milyen kapcsolatban áll egymással a hőntartási hőmérséklet és idő az újrakristályosító hőkezelés során! Miként befolyásolják az ötvöző vagy szennyező atomok az újrakristályosodás folyamatát? Jelleghelyesen vázolja fel az alumínium teljes újrakristályosodási diagramját! Egy alumínium ötvözet 500°C-on 20 perc alatt kristályosodik újra. Számítással határozza meg, hogy ugyan ez az ötvözet 520°C-on mennyi idő alatt rekrisztallizálódik (C=20)! Milyen feltételei vannak a kiválásos keményedésnek? Rajzolja fel a kiválásos keményedés felhasználására alkalmazott hőkezelés ciklus-diagramját! Ismertesse a Guinier–Preston zónák kialakulását! Magyarázza meg mi az oka annak, hogy a kisebb méretű és egyenletesebb eloszlású kiválások okoznak nagyobb szilárdságnövekedést! Rajzolja fel a kiválásos keményedésre jellemző szilárdságnövekedést mutató diagramot! Mutassa be a kiválásos keményedés műszaki alkalmazásának lehetőségeit!

106

A megújulás, újrakristályosodás és kiválásos keményedés gyakorlat menete A gyakorlat célja: Az újrakristályosodás jelenségének bemutatása mérésekkel alumíniumötvözeten. A gyakorlaton az újrakristályosodásnak, mint szemcsefinomítási és így szilárdságnövelési eljárásnak a menetét mutatjuk be. A gyakorlaton felhasznált anyagok, berendezések:     

db Al 99,5 anyagú, 1 x 10 x 200 mm-s próbatest Húzókészülék Tolómérő Rajztű Marószer (45% HCl + 15% HNO3 + 15% HF + 25% desztillált víz. Figyelem, a marószer igen erős!!!)

A gyakorlat elvégzésének lépései:         



10 mm-es jeltávolságok felmérése a munkadarabokra. A munkadarabok eltérő mértékű képlékeny hidegalakítása a húzókészülékkel (javasolt: ~3%, ~5%, ~7%, ~9%, ~10% és ~15% alkalmazása). Az alakított darabok 520 C-os, 20 perces hőkezelése, a darabok hűtése vízben. Ennek hatására a munkadarabok egy része újrakristályosodik. Az újrakristályosodás után a gyakorlatvezető elvégzi a darabok maratását, aminek hatására a szemcsék láthatóvá válnak. A maratás után a szemcseátmérők mérése tolómérővel. A szemcseátmérő változását az alakítás mértékének függvényében a hallgatók határozzák meg. A kritikus alakítás mértéke kiemelendő! A szemcseátmérő ábrázolása az alakítás mértékének függvényében (diagram). Jegyzőkönyv készítés. A kiválásos keményítés ismertetése A kiválásos keményítés ismertetése keménységméréssel a rendelkezésre álló próbatesteken o Lágyított próbatesten o Hevertetett próbatesten

Javasolt időbeosztás Számonkérés Lemez próbatestek megjelölése és nyújtása Hőkezelés Hőkezelés közben az újrakristályosodás ismertetése Az hőkezelt darabok maratása, konklúziók levonása A kiválásos keményítés ismertetése A kiválásos keményítés demonstrálása

107

10 perc 15 perc 20 perc 30 perc 15 perc 15 perc 5 perc

Tantermi gyakorlatok

108

1 A kristályos anyagok felépítése A gépészmérnöki gyakorlat számára fontos fémes anyagok túlnyomó többsége kristályos szerkezetű (a kevés kivételt a fémüvegek vagy amorf fémek jelentik). Ez azt jelenti, hogy az őket felépítő atomok hosszútávú, periodikusan ismétlődő rendezettségben helyezkednek el, szemben az üvegszerű szilárd, vagy a gáznemű, ill. a folyékony állapotban levő anyagokkal. A kristályos anyagokban uralkodó nagymértékű atomi rendezettséget az ásványtannal foglalkozó szakemberek már századokkal ezelőtt sejtették, ám minden kétséget kizáróan csak a 20. század elején bizonyították be röntgendiffrakciós kísérletekkel. A felismerés, hogy a fémes anyagok is kristályos szerkezetűek, nagy lökést adott szilárd testekkel, így a fémekkel foglalkozó tudományterületeknek.

3.1 Az anyagot alkotó részecskék rendezettsége A világot felépítő minden anyag különböző halmazállapotokban fordul elő, ezek a légnemű, folyékony, szilárd és plazma halmazállapotok. Közismert, hogy az anyagot alkotó részecskék (atomok, ionok, molekulák) rendezettségének mértéke más és más a különböző halmazállapotokban (1.1 ábra). Gáz halmazállapotban a részecskék az egymással és az edény falával való sorozatos ütközések miatt változó irányú és nagyságú sebességgel egymástól viszonylag nagy távolságban mozognak (Brown-féle mozgás). Az átlagos sebességük és az ütközésig megtett átlagos úthossz elsősorban a hőmérséklettől függ. A fentiek miatt az anyag ebben a halmazállapotban kitölti a rendelkezésére álló térfogatot (vagyis nem rendelkezik alakkal), és a térfogata is könnyen változtatható (vagyis viszonylag könnyen összenyomható).

1.1. ábra Az anyagot felépítő részecskék helyzetének szemléltetése a különböző („hétköznapi”) halmazállapotokban (balról jobbra: gáz, folyékony, szilárd.). Folyékony halmazállapotban a részecskék szintén véletlenszerűen helyezkednek el, és az egyes részecskékre szintén jellemző a Brown-féle mozgás, ám egymáshoz képest sokkal közelebb helyezkednek el: így a közöttük kialakuló másodlagos kötőerők miatt az atomi méretek nagyságrendjébe eső távolságokban rövid távú rendezettség is felléphet közöttük. Ezek miatt folyékony halmazállapotban az anyag nem nyomható össze és nem rendelkezik alakkal: vagyis mindig az edény térfogatát veszi fel, ám térfogata állandó. A szilárd testeket felépítő részecskék között már erősebb (elsődleges) kötőerők hatnak, ezért azok alakjukat külső erő hatására (annak bizonyos mértékéig) nem változtatják és a térfogatuk is állandó. A szilárd testeket felépítő részecskék kitölthetik az adott anyag által elfoglalt térrészt hosszú vagy rövid távú rendezettséggel: az előbbieket kristályos, az utóbbiakat amorf (vagy nemkristályos) anyagoknak nevezzük. Kristályos szerkezetet mutatnak a fémek, sok kerámia és néhány polimer, amorf szerkezetet pedig a legtöbb nemfémes anyag, valamint a fémek olvadékból extrém nagy hűtési sebességgel történő megszilárdulás esetén (fémüvegek).

109

1.2 Az ideális rács 1.2.1 Az atomok elrendeződése Az ideális kristályt a térben egymáshoz képest szabályosan elhelyezkedő atomok építik fel. A kristályok szerkezetét egy térráccsal adhatjuk meg, amelynek rácspontjaiban helyezkednek el az atomok (természetesen nem mozdulatlanul, hanem a hőmérséklettől függő amplitúdójú oszcilláló mozgást végezve a rácspont körül). A rácsot három, egymástól lineárisan független bázis-rácsvektorral (a, b, c) jellemezhetjük, amelyek egy cellát (paralelepipedont) feszítenek ki (annak három szomszédos élét alkotva), és irányuk gyakran egybeesik a főbb kristálytani irányokkal (1.2 ábra).

1.2 ábra Elemi cella bázisvektorokkal

1.3 ábra A transzlációs vektor

A bázis-rácsvektorok abszolút értékeit rácsállandóknak vagy rácsparamétereknek nevezzük (|a| ≡ a, |b| ≡ b, |c| ≡ c). Elemi rácsvektorokról beszélünk akkor, ha a kristálynak az általuk kifeszített cellánál nincsen kisebb építő egysége. Az egyes atomok helyzetét a rács egy r0 vektorral meghatározott pontjához képest a következő összefüggéssel adhatjuk meg (1.3 ábra):

r  r 0  u a  vb  w c

1.1 egyenlet

A fenti egyenletben az u, v és w paraméterek tetszőleges egész számok, így az egyenlet tkp. a térrácsot (annak pontjait) írja le matematikai alakban. A kristályos anyagok szerkezetét tehát egy matematikailag értelmezett (tér)rács pontjaiban elhelyezkedő atomok (vagy ionok, esetleg molekulák – ezeket különben bázisoknak nevezzük) alkotják a következő szerint (1.4 ábra):

rács + bázis = kristályszerkezet

1.4 ábra A rács, bázis és kristályszerkezet szemléltetése. A kristályszerkezetre jellemző szabályosság, szimmetria több olyan geometriai műveletet (egybevágósági transzformációt) enged meg, amelyek a kristályszerkezetet önmagába viszik át. Ilyen geometriai műveletek: a eltolás (transzláció), az elforgatás (rotáció), a tükrözés, ill. ez utóbbiak kombinációja. A transzláció tkp. az alábbi vektorral való – párhuzamos – eltolás, amelyet transzlációs vektornak nevezünk:

t  u a  vb  w c  r  r 0

1.2 egyenlet

110

Ez alapján úgy is mondhatjuk, hogy az elemi cella bázisvektorai megegyeznek a transzlációs egységvektorokkal. Az ismeretes rácstípusok gyakran 360°, 180°, 120°, 90° vagy 60°-al (valamint ezek egész számú többszörösével) egy rácsponton áthaladó tengely körül elforgatva vihetők át önmagukba. Ezeket az eseteket egy-, két-, három-, négy- és hatfogású forgási szimmetriának nevezzük (a megfelelő szögek radiánban: 2π/1, 2π/2, 2π/3, 2π/4, 2π/6). Ötfogású forgási szimmetria viszont nem létezik, mivel a síkot nem fedhetjük le összefüggően ötszögek sokaságával - csak és kizárólag három-, négy- és hatszögekkel. A kristályos anyagok térrácsa ún. elemi cellákból építhető fel. Elemi cellának az elemi rácsvektorok által kifeszített paralelepipedont nevezzük. Az elemi cellák tkp. egységcellák, amelyekből – megfelelő transzlációs művelettel – felépíthető maga a kristályrács a tér hézagmentes kitöltésével. Ha az elemi cellának csak a csúcspontjain vannak rácspontok, akkor primitív celláról beszélünk (ld. atomszám). Az elemi cellák élhosszait pedig rácsállandóknak vagy rácsparamétereknek nevezzük, más szavakkal: a transzlációs egységvektorok abszolút értékei (jelölésük: a0, b0, c0)

1.2.2 Az alapvető rácstípusok Az alapvető rácstípusokat a különböző szimmetriaviszonyok figyelembe vételével két és három dimenzióban August Bravais (1811-1863) francia fizikus vezeti le elméleti megfontolások alapján. Bravais két dimenzióban 5, három dimenzióban pedig 14 különböző rácstípust különböztetett meg (ez utóbbiakat hét csoportba sorolva szokás tárgyalni), amelyeket tiszteletére Bravais-rácsoknak nevezzük. Három dimenzióban a transzlációs egységvektorok (a, b, c) irányait és abszolút értékeit alkalmasan megválasztva összesen 7 kristályrendszert különböztethetünk meg, amelyeket azonban rendszerenként egy vagy több különböző elemi cellával lehet felépíteni (1.5 ábra és 1.1 Táblázat). A transzlációs egységvektorok viszonya

Szimmetriák

a≠b≠c

α≠β≠γ

transzlációs

a≠b≠c

α = γ =90° ≠ β

1 kétfogású forgási vagy 1 tükrözési

Ortorombos

a≠b≠c

α =β =γ = 90°

3 kétfogású forgási vagy 1 kétfogású forgási és 2 tükrözési

Hexagonális (hatszöges)

a =b ≠ c

Romboéderes

a=b=c

Tetragonális (négyzetes)

a=b≠c

α =β =γ = 90°

1 négyfogású forgási

Köbös

a=b=c

α =β =γ = 90°

4 háromfogású forgási

Rendszer Triklin (háromhajlású ) Monoklin (egyhajlású)

α =β = 90°, γ = 120° α =β =γ < 120° ≠ 90°

1 hatfogású forgási 1 háromfogású forgási

Rácstípusok egyszerű egyszerű alaplapközepes egyszerű alaplapközepes térközepes lapközepes

K2CrO7 β-S Ga, α-S, α-U

hexagonális

Be, Co, Zn, Mg

romboéderes

Sb, Bi, As

egyszerű térközepes egyszerű térközepes lapközepes

1.1 Táblázat A három dimenziós Bravais-rácsok főbb jellemzői

111

Példák

β-Sn Po α-Fe, Cr γ-Fe, Cu

1.5 ábra A Bravais-rácstípusok három dimenzóban

Irányok és síkok jelölése a rácsban A kristályrácsban gyakorlatilag végtelen mennyiségű különböző irány és sík figyelhető meg, ezek egyedi megkülönböztetése nemcsak értelmetlen, hanem felesleges is. Ennek egyik oka, hogy közülük csak néhánynak van a mérnöki gyakorlat számára is nagyobb jelentősége, másrészt pedig a tapasztalat azt mutatja, hogy az egymással párhuzamos síkok ill. irányok legtöbbször hasonló tulajdonságokkal rendelkeznek. Ezért a kristályszerkezet különböző irányait és síkjait egy viszonylag egyszerű és könnyen kezelhető rendszer szerint, egész számokból álló számhármasokkal jelöljük, amelyeket Miller-indexeknek nevezünk, William Hallowes Miller (1801-1880) brit mineralógus után. A kristályirányok jelölése a transzlációs vektor (1.2 egyenlet) egyes komponenseihez tartozó paraméterekre vezethető vissza: úgy azonban, hogy mind a három a paraméter egész számokból álljon. Ez a számhármas

112

jelöli a szóban forgó transzlációs vektorral megadott irányt szögletes zárójelben megadva: [u v w] (1.6 ábra).

1.6 ábra Néhány irány Miller-indexe

A kristálysíkok jelölése a sík tengelymetszetes egyenletén alapul:

x y z   1 A B C

1.3 egyenlet

ahol A, B és C azok a pontok a koordinátarendszer tengelyein, ahol a sík metszi azokat. Ahhoz azonban, hogy az egyenlet három változójának (x, y és z) együtthatói egész számok legyenek, meg kell szorozni az egyenletet egy q számmal. Az így kapott h = q/A, k = q/B és l = q/C együtthatókból álló számhármas zárójelben megadva jelöli a szóban forgó kristálytani síkot: (h k l) (1.7 ábra). Egy példa: egy kristálytani sík messe az x, y és z koordináta tengelyeket a 2-, 1- és 3-szoros rácsállandónál. A szóban forgó sík Miller-indexeit a következők szerint határozhatjuk meg: vesszük a metszéspontok reciprokait (1/2, 1/1, 1/3), a törteket megszorozzuk a nevezőik legkisebb közös többszörösével, hogy egész számokból álló számhármasunk legyen. A legkisebb közös többszörös az esetünkben 6, így a számhármasunk: 3, 6, 2. Ha lehetséges, akkor a számhármas számait a legnagyobb közös osztóval egyszerűsíthetjük. Mivel ez esetünkben nem 1.7 ábra lehetséges, ezért a szóban forgó sík Millerindexei: (3 6 2). Néhány sík Miller-indexe. A síkok Miller-indexeihez kapcsolódó néhány hasznos tudnivaló:  ha egy Miller-index zérus, akkor a sík párhuzamos valamely tengellyel;  a fenti pont alapján: minél kisebb egy Miller-index, a sík annál „párhuzamosabb” valamely tengellyel;  minél nagyobb egy Miller-index, a sík annál „merőlegesebb” valamely tengelyre;  a Miller-indexek mindegyikét oszthatjuk vagy szorozhatjuk ugyanazon tetszőleges számmal: ez a sík tengelyekhez viszonyított helyzetén nem változtat;  köbös rendszerben a (h k l) sík normálisa a [h k l] irány. Ez utóbbi ismeretének birtokában lehetővé válik, hogy a köbös rendszerben a síkokra és irányokra vonatkozó vektorműveleteket végezhessünk a vektorgeometria szabályai szerint. Két köbös rendszerbeli sík (a Miller-indexeik legyenek: (h1 k1 l1) és (h2 k2 l2)) hajlásszögét a normálvektoraik által bezárt szög adja, ezt legegyszerűbben a két normálvektor skaláris szorzatának segítségével határozhatjuk meg:

cos  

h1h 2  k1k 2  l1l2

1.4 egyenlet

h  k12  l12  h 22  k 22  l22 2 1

113

Az imént említett köbös rendszerbeli síkok metszésvonalának iránya pedig merőleges lesz a normálvektoraikra, vagyis a fentiek alapján azok vektori szorzataként fogjuk kapni:

i h1

j k1

k l1  (k 1l 2  l1k 2 )i  (h 1l 2  h 2 l1 ) j  (h 1k 2  h 2 k 1 )k

h2

k2

l2

1.5 egyenlet

Szintén a fentiekből következik, hogy két sík akkor merőleges, ha Miller-indexeikre teljesül:

h1h 2  k1k 2  l1l2  0

1.6 egyenlet

Ebből a vektori szorzatból azt is könnyű belátni, hogy köbös rendszerben egy (h k l) sík normálvektora a [h k l] irány, ugyanis a két szóban forgó vektor vektori szorzata zérus (1.7 egyenlet):

i j k h k l  (kl  lk )i  (hl  hl) j  (hk  hk )k  0 h k

l

A fentiekhez hasonlóan: ha köbös rendszerben egy (h k l) kristálytani sík tartalmaz egy [u v w] kristálytani irányt (vagyis párhuzamos azzal), akkor a szóban forgó sík normálisa (h k l) és a szóban forgó irány ([u v w]) merőleges egymásra. Tehát a skaláris szorzatuk zérus lesz az alábbiak szerint:

hu + kv + lw = 0

1.8 ábra Két szomszédos kristálytani sík közötti merőleges távolság (OP) egyenlő az origó és a hozzá legközelebb eső, a szóban forgó síkokkal párhuzamos sík merőleges távolságával

1.8 egyenlet

Két szomszédos, egymással párhuzamos kristálytani sík közötti merőleges d (OP) távolság egyenlő a koordinátarendszer origója és a hozzá legközelebb eső, a szóban forgó síkokkal párhuzamos (h k l) sík merőleges távolságával (1.8 ábra). Ez ortorombos rendszerben az OP vektor hosszával egyenlő, ami a koordinátarendszer egyes tengelyeire eső merőleges vetületek (dx, dy, dz) négyzetösszegéből számítható:

d 2  d 2x  d 2y  d 2z

1.9 egyenlet

Ez más alakban, vagyis a tengelyekre eső vetületeket az OP vektorral és az egyes tengelyek által bezárt szögekkel (α1, α2, α3) kifejezve:

d 2  d cos 1   d cos  2   d cos  3  2

2

2

1.10 egyenlet

Egyszerűsítve:

1  cos 1   cos  2   cos  3  2

2

2

1.11 egyenlet

Azonban az 1.8 ábra mutatja, hogy:

cos 1 

d d d , cos  2  , cos  3  bk a h cl

1.12 egyenlet

Ahol a, b és c a rácsparaméterek. Ezeket felhasználva: 2 2 2 2 2 2   d   d   d  k  l  2 h 1        d           a /h   b/k   c/l   a   b   c  

114

1.13 egyenlet

Vagyis:

d

1 2

2

h k  l       a  b c

1.14 egyenlet

2

Mivel köbös rendszerben a = b = c ≡ a, ezért a fenti összefüggés a következő alakra egyszerűsödik:

d

a

1.15 egyenlet

h  k 2  l2 2

A Miller-indexek fenti definíciójának és alkalmazásának főbb előnyei:  a kristálytani irányok ill. síkok Miller-indexei koordinátageometriai megfontolások alapján származtathatók;  a Miller-indexek meghatározásának fenti metódusa független a különböző rácstípusoktól;  a Miller-indexek meghatározását jelentősen megkönnyíti, hogy a koordinátatengelyek egységei az adott tengely rácsállandói;  a gyakorlat szempontjából fontos síkok Miller-indexei nem vesznek fel végtelen nagy értéket (mivel ezek legtöbbször valamely tengellyel párhuzamosak). Az olyan irányokat ill. síkokat, amelyek bizonyos tulajdonság, anyagjellemző szempontjából egyenértékűek (pl. anizotrópia miatt), csúcsos ill. kapcsos zárójelben adjuk meg: , valamint {h k l}. Például a felületen középpontos kristályokban az (111) sík a csúszósík, viszont a csúszás ugyanúgy, ugyanolyan módon bekövetkezhet a ( 111 ), ( 111 ) és az ( 111 ) jelű síkokon is. Ezért a szóban forgó, azonos jellegű síkokat a következőképpen jelöljük: {111}. Ha valamelyik Miller-index értéke negatív, akkor ezt a szám fölé húzott vízszintes vonallal jelöljük, mint például: ( 100 ) vagy [ 010 ]. A hexagonális rácsszerkezeteknél az irányokat és síkokat gyakran négy Miller-indexszel jelölik. Ez a megadási mód egy olyan koordináta-rendszeren alapul, amely négy tengellyel rendelkezik. Közülük három tengely egy síkban fekszik és egymással 120°-ot zár be, míg a negyedik tengely merőleges mindháromra. Az egy síkban fekvő tengelyeken a méret ugyanaz. Az síkok felírása ennek megfelelően (hkil) alakban történik, ahol bizonyíthatóan h + k +i= 0. A síkok megadása különben itt is a fentiekben tárgyalt tengelymetszetes módon történik. Tekintsük példának az 1.9 ábra két sötétszürke színnel jelölt síkját! A bal oldali esetben a jelölt sík tengelymetszetei: 1, ∞, -1, ∞. Ha ezen számoknak vesszük a reciprokait, akkor a szóban forgó sík Miller-indexeit a hexagonális rendszerben a következő számnégyes adja: ( 1010 ). A jobb oldali ábrán levő jelölt sík tengelymetszetei: 1, 1, -1/2, ∞. Ezek reciprokaiból a hexagonális Miller-indexek: ( 1120 ). Vegyük észre, hogy mind a két esetben az első három Miller-index összege zérus!

1.9 ábra Hexagonális rács Miller-indexeinek szemléltetése

115

1.3 A rácsok jellemző adatai Az egyes rácstípusokat az atomok elhelyezkedésén és a szimmetriaviszonyokon túl egyéb, jobban számszerűsíthető jellemzőkkel is leírhatjuk, mint például az egy elemi cellában levő rácspontok száma, a legközelebbi szomszédok száma (koordinációs szám), az atomátmérő, a térkitöltés mértéke, valamint a legszorosabb illeszkedésű kristálysíkok és irányok. Ezen jellemzők jelentősége ott mutatkozik meg, hogy segítségükkel jobban megmagyarázhatók, értelmezhetők az egyes kristálytípusok viselkedése a különféle fémfizikai, ill. mikroszerkezetre visszavezethető folyamatokban. Például az atomátmérő ismerete az ötvözésnél fontos, hiszen ennek ismeretében tudható, hogy az ötvöző atomok milyen módon épülhetnek be az alapfém rácsszerkezetébe. A legszorosabb illeszkedésű kristálysíkok és irányok pedig a deformáció mechanizmusának értelmezésében kapnak nagy szerepet. A fentebb említett jellemzők meghatározása során a kristályrács rácspontjaiban elhelyezkedő atomokat, ionokat merev gömböknek tekintjük (ami persze a valóságban nem igaz). A későbbiekben továbbá a rácspontokban elhelyezkedő bázisokra általánosan az atom elnevezést fogjuk használni az egyszerűség kedvéért. Az elemi cellában elhelyezkedő atomok száma számát úgy kapjuk meg, hogy a rácspontokban levő gömbnek tekintett atomokból az elemi cella által „kimetszett” részeket összeadjuk. Tehát egy a cella sarkában elhelyezkedő atomnak csak az 1/8, egy a cella élén elhelyezkedő atomnak pedig az 1/4, a cella felületén levő atomnak pedig az 1/2 része „tartozik” a kérdéses cellához. Jellemzők Az egy elemi cellában levő rácspontok száma Koordinációs szám Atomátmérő

Térkitöltési arány

A legnagyobb rácshézag helye és nagysága A legszorosabb illeszkedések Példák

Egyszerű köbös

Térközepes köbös

Lapközepes köbös

Gyémántrács (köbös)

Legsűrűbb hexagonális

1

2

4

8

6

6

8

12

4

12 a

a

3a ≈0,866a 2

a

≈0,707a

3a ≈0,433a 4

 ≈0,524a 6

3 ≈0,68a 8

2 ≈0,74a 6 [½ ½ ½] és [½ 0 0]

3 ≈0,34a 16 [½ ½ ½] és [½ 0 0]

  1  2  a  2    0,293a {111} <110> Al, Ca, Ni, Au, Pb, Pt

  1  3 a  4    0,567a {110} <110> C (gyémánt), Si, Ge

[½ ½ ½]

( 3  1)a  0,73a {100} <100> O, Po, F

[½ ¼ 0]  5 3  a   2    0,252a {110} <111> Li, Na, K, V, Nb, Mo

2

c 2 2     1,63  a  3   2 ≈0,74a 6

a tetraéderek középpontjaiban 0,449a (0001) [1120] C (grafit), Mg, Co

1.2 táblázat Az egyszerűbb rácsok néhány jellemzője.

Atomátmérő alatt a rácsban a két egymáshoz legközelebb levő atomok közötti távolságot értjük. Mint a fentiekből kitűnik, ez egy szigorúan névleges mérőszám: hiszen ha a fenti definíció szerint egy adott fém különböző rácsszerkezettel bíró módosulataira kiszámítjuk (pl. a vas térben ill. felületen középpontos módosulataira), akkor szükségszerűen különböző értékeket fogunk kapni – pedig a vasatomok mérete nyilvánvalóan nem változott. (Az atommagok tényleges mérete különben a femtométer (1 fm = 10-15 m) nagyságrendjébe esik. Az atomok, pontosabban az atommagokat körülvevő elektronfelhő hozzávetőleges mérete pedig ennél 3…4 nagyságrenddel nagyobb: vagyis néhány tíz, száz pikométer (1 pm = 1012 m = 0,01 Å).

116

Térkitöltési tényező alatt az elemi cellában merev gömböknek tekintett atomok által kitöltött térfogat és a cella térfogatának hányadosát értjük. A kristályrács legnagyobb hézaga annak a legnagyobb gömbnek a sugara, amely az atomok közötti hézagokban még „elfér”. Ez a rácsjellemző utal rá, hogy egy adott rácsszerkezet atomjai közötti szabad térben hol, és az adott rácsszerkezetet felépítő atomok méretéhez képest mekkora beékelődéses (intersztíciós) vagy szennyező ötvöző „fér el”. A legsűrűbb illeszkedésű síkok azok, amelyekben a legnagyobb az egységnyi felületen elhelyezkedő atomok száma. Egy ezzek kapcsolatos szabályszerűség (amit már Bravais is észrevett), hogy minél kisebbek egy sík Miller1.10 ábra Az egyszerű köbös rácstípus indexei, felületegységre vonatkoztatva annál több atom elemi cellája. helyezkedik el rajt. A legsűrűbb illeszkedésű irányokban pedig a legnagyobb az egységnyi hosszra jutó atomok száma. A továbbiakban a fenti definíciók szerint meghatározzuk néhány egyszerűbb, gyakorlati szempontból jelentős fém rácstípusának imént tárgyalt jellemzőit. Az egyszerű köbös rendszer elemi cellájában (1.10. ábra) az atomok egy kocka csúcsain helyezkednek el. A cellában levő atomok száma tehát: 8∙1/8 = 1, a cella koordinációs száma pedig 6, az atomátmérő (d) pedig értelemszerűen megegyezik a rácsállandóval (a), vagyis:

d=a

1.16 egyenlet

A térkitöltési tényező ezért: d 3 6    0,524 a3 6

1.17 egyenlet

A legsűrűbb illeszkedésű síkok az elemi cella lapjai: {100}, a legsűrűbb illeszkedésű irányok pedig a cella élei: <100>. A térben középpontos köbös (rövidítve: tkk) rácsszerkezet elemi cellája (1.11 ábra) olyan kocka, amelynek a csúcsain kívül a testátlók metszéspontjában is van egy atom, ezért a cellában levő atomok száma: 1 + 8∙1/8 = 2. Egymáshoz legközelebb a testátló közepén és valamely csúcson elhelyezkedő atomok vannak, ezek távolsága a testátló fele:

d

1.11 ábra A térben középpontos köbös rácstípus elemi cellája.

3a 2

1.18 egyenlet

Egy atom legközelebbi szomszédait a rajta mint metszésponton húzott négy térátló mentén találjuk, ezért a cella koordinációs száma 8. A térkitöltési tényező (1.19 egyenlet): 3

  d 3 2    3  a 3 2   3 6  6 2    0,68 3 3 a a 8

A legsűrűbb illeszkedésű síkok azok, amelyek tartalmazzák az elemi cella két párhuzamos lapátlóját: {110}, a legsűrűbb illeszkedésű irányok pedig a cella testátlói: <111>. A legnagyobb rácshézag az elemi cellában az [¼ ½ 0] helyen, az (100) síkon található. Ez tetraéderes hézag, mivel 4 db rácspont veszi körül tetraédert alkotva.

117

A rácshézag nagysága:

  a 2  a 2 d  a 2         2 2  2 4  





5  3  0,252a

1.20 egyenlet

Ennél kisebb rácshézag az [½ 0 0] és [½ ½ 0] helyeken található (vagyis az elemi cella oldallapjainak és éleinek közepén). Ezek oktaéderes hézagok, mivel 6 db rácspont veszi őket körül oktaéderként, a rácshézagok nagysága:

 3   0,134a a  d  a1  2   1.21 egyenlet

Egy térben középpontos köbös elemi cellának 24 db tetraéderes rácshézagja van, mindegyik az oldallapokon: így a cellában 24∙1/2 = 6 db rácshézag található. Az oktaéderes hézagokból 6 db található az oldallapokon, 12 db pedig a sarkokon: tehát a cellában 6∙1/2 + 12∙1/4 = 6 db rácshézag van (1.13 ábra). A felületen középpontos köbös (rövidítve: fkk) rácsszerkezet (1.12 ábra) elemi cellája olyan kocka, amelynek a csúcsain kívül az oldallapok középpontjában is van egy-egy atom, ezért a cellában levő atomok száma: 6∙1/2 + 8∙1/8 = 4. Egymáshoz legközelebb valamely lapátló közepén és valamely csúcson elhelyezkedő atomok vannak, ezek távolsága a lapátló fele:

2a a  2 2

d

1.12 ábra A felületen középpontos köbös rácstípus elemi cellája

1.22 egyenlet

Minden atomnak 12 darab legközelebbi szomszédja van. A térkitöltési tényező: 3

  d  4    2  a3 4   2 6  6 2    0,74 3 3 a a 6 3

1.23 egyenlet

A legsűrűbb illeszkedésű síkok azok, amelyeket cella lapátlói feszítenek ki: {111}, a legsűrűbb illeszkedésű irányok pedig a cella lapátlói: <110>. A legnagyobb rácshézagok a az elemi cellában az [½ 0 0] és az [½ ½ ½] helyeken található, vagyis az elemi cella éleinek és a testátlójának közepén, ezek oktaéderes rácshézagok. A nagyságuk (1.24 egyenlet):

 2   0,293a a  d  a1   2  

1.13 ábra Oktaéderes és tetraéderes rácshézagok a felületen (felső ábrák) és térben (alsó ábrák) középpontos köbös rácsszerkezet elemi cellájában (a rácshézagokat a fekete körök és a 118 piros pontok jelzik – a fekete pontok rácspontok)

Tetraéderes rácshézagok találhatók az [¼ ¼ ¼] helyeken (vagyis a testátlók negyedénél), ezek nagysága:

1 2





3  2 a  0,159a

1.25 egyenlet

Egy felületen középpontos köbös elemi cellának 8 db tetraéderes rácshézagja van, mindegyik a cellán belül: így a cellában 8∙1/1 = 8 db rácshézag található. Az oktaéderes hézagokból 12 db található az oldaléleken, 1 db pedig a cella középpontjában: tehát a cellában 12∙1/4 + 1∙1/1 = 4 db ilyen rácshézag van (Hiba! A hivatkozási forrás nem található.). Vegyük észre, hogy a felületen középpontos köbös rácsszerkezet elemi cellájában a legnagyobb rácshézag nagyobb (0,293a), mint a térben középpontos köbös rácsszerkezet elemi cellájában (0,252a) – annak ellenére, hogy az előbbiben nagyobb a térkitöltési tényező (0,74a ill. 0,68a)! Viszont a térben középpontos köbös rácsszerkezet elemi cellájában több a rácshézag (6 + 12 = 18), mint a felületen középpontos köbös rácsszerkezet elemi cellájában (4 + 8 = 12). A gyémántrács (1.14 ábra) elemi cellája egy olyan kocka, amelynek csúcsaiban (8 db), oldallapjainak középpontjában (6 db), valamint két térátló negyedénél (4 db) helyezkednek el atomok. A legközelebbi szomszédos atomok egy szabályos tetraéder 1.3. ábra A gyémántrács elemi cellája csúcspontjaiban és a középpontjában helyezkednek el, vagyis a koordinációs szám 4. Az elemi cellában található atomok száma ezért: 8∙1/8 + 6∙1/2 +4∙1/1 = 8. A legközelebbi szomszédok távolsága a térátló negyede, vagyis:

d

3a 4

1.26 egyenlet

A térkitöltési tényező (1.27 egyenlet): 3

  d  8   3  a3 8 6  4  3 6    0,34 3 3 16 a a 3

A legsűrűbb illeszkedésű síkok azok, amelyek tartalmazzák az elemi cella két párhuzamos lapátlóját: {110}, a legsűrűbb illeszkedésű irányok pedig a cella lapátlói: <110>. Az egyszerű hexagonális rácsszerkezet elemi cellája egy hatszög alapú hasáb, amelynek csúcspontjaiban (2∙6 db), a hatszög-alaplapok középpontjain (2 db) találhatóak atomok, melyek átmérője:

d=a=c

1.28 egyenlet

A legsűrűbb illeszkedésű hexagonális rácsszerkezet (1.15 ábra) ezeken felül a hasábon belül is tartalmaz 3 db atomot, a hasáb magasságának felénél. Az utóbbi elemi cellája ezért 12∙1/6 + 2∙1/2 + 3∙1/1 = 6 darab atomot 1.4 ábra A legsűrűbb illeszkedésű tartalmaz, és a cella koordinációs száma: 12. A hexagonális rácsszerkezet elemi cellája hexagonális rácsszerkezetet a hatszög-alaplapok oldalhosszúságával (a) és a hatszög alapú hasáb magasságával (c) jellemezhetjük. A legsűrűbb illeszkedésű hexagonális rácsszerkezetben az alaplapok 3-3

119

atomja (melyek közül egy középpont) a középső atomok valamelyikével szintén tetraédert alkot. Ezeknek a tetraédereknek a kétszeres magassága egyenlő a hatszög alapú hasáb magasságával:

c

2 2 a  1,633a 3

1.29 egyenlet

ekkor a tetraéderek minden oldalélének a hossza ugyanakkora (a), ami értelemszerűen megegyezik a cellában a legközelebbi szomszédok közötti távolsággal. A térkitöltési tényező értéke:

a 3 a 3 6 2 6  6   0,74 2 2 6 3 3a 3 3a 2 2a c  2 2 3 6

1.30 egyenlet

A legsűrűbb illeszkedésű síkok az alaplap-síkok: (0001), legsűrűbb illeszkedésű irányok pedig [1120]. A legsűrűbb illeszkedésű síkok rétegződési sorrendjében van némi szabályszerűség a legsűrűbb illeszkedésű hexagonális és a felületen középpontos köbös rácsszerkezetben. Ennek lényege, hogy a szóban forgó rácsszerkezeteknél a legsűrűbb térkitöltés esetén minden sík három atomján a rákövetkező sík három atomja helyezkedik el úgy, hogy a négy atom egy tetraédert alkot (1.15 ábra). Ez a legsűrűbb illeszkedésű hexagonális rácsszerkezetben a (0001) síkok ABABAB… sorrendű rétegződését jelenti, a felületen középpontos rácsszerkezetben pedig az (111) síkok az ABCABCABC… sorrend szerint fognak ismétlődni (1.16 ábra).

1.16 ábra Legsűrűbb illeszkedésű síkok rétegződési rendszere a térben középpontos köbös és a legsűrűbb illeszkedésű hexagonális rácsszerkezetben

1.4 A reciprok rács A kristályos szerkezetű anyagok röntgendiffrakciós vizsgálatainak kiértékelésénél igen hasznos, egyes esetekben pedig elkerülhetetlen az ún. reciprok rács alkalmazása. A reciprok rács fogalmának kialakulása szorosan összefüggött a kristályos anyagok röntgendiffrakciós vizsgálatának fontosabb elméleti és gyakorlati vonatkozásaival: így kettő egymástól elválaszthatatlan.

120

1.4.1 A reciprok rács fogalma A reciprok rács olyan rács, amelynek képzetes rácspontjai a Bravais- (vagy direkt, valós) rács egyes síkjainak feleltethetők meg. Minden rácshoz rendelhető egy reciprok rendszer. Tekintsük a 1.2 ábra derékszögű koordinátarendszerét! Ebben az egyes rácsvektorok (a, b, c) az alábbiak szerint írhatók fel:

a  ax i  ay j  az k

1.31 egyenlet

b  b x i  b y j  bz k

1.32 egyenlet

c  c x i  c y j  cz k

1.33 egyenlet

Ezzel egy adott rácspontra mutató f vektort az alábbiak szerint tudunk felírni:

a x  a y  a z      f  u a  vb  w c  u b x   v b y   w b z   c x   c y   c z 

1.34 egyenlet

Vagy egyszerűbb alakban:

a x  f  b x cx 

a z  u  u   b z   v   F v   w  c z   w 

ay by cy

1.35 egyenlet

Ahol az F mátrix a direkt rács rácsvektorait tartalmazza. Definiáljunk most egy G mátrixot, amelyre:

FG = GF = E

1.36 egyenlet

Ahol E az egységmátrix, és F és G egymás inverzei. A G mátrix elemei az előzőekhez hasonlóan egy rács – a reciprok rács – rácsvektorainak tekinthetők:

a *x  G  b*x  c*x 

a *z   b*z  c*z 

a *y b*y c*y

1.37 egyenlet

A reciprok és a direkt rács rácsvektorai közötti kapcsolat a fentiek alapján könnyen belátható:

a 

bc a b  c 

1.38 egyenlet

b 

ca a b  c 

1.39 egyenlet

c 

ab a b  c 

1.40 egyenlet

*

*

*

*

*

*

A reciprok rács imént definiált vektoraival ( a , b és c ) a direkt rácshoz hasonlóan írhatóak le a reciprok rács rácspontjai:

g  pa  q b  r c *

*

*

1.41 egyenlet

ahol p, q és r tetszőleges egész számok. Vagyis a direkt rács egyes síkjai a reciprok rács egyes pontjainak feleltethetők meg ilyen módon.

121

Érdemes megemlíteni, hogy a reciprok rács fenti definíciója a szűkebb értelemben vett kristálytanban használatos (az egyszerűbb számolás miatt), a szilárdtestfizikában a reciprok rács rácsvektorait az alábbi egyenlőségből származtatják:

FG = GF = 2πE

1.42 egyenlet

Ennek megfelelően a reciprok rács rácsvektorait is egy 2π tényezővel kell szorozni: mindegy tehát, hogy melyik szemléletmódot választjuk, csak ne keverjük őket össze!

1.4.2 A reciprok rács jellemzői A reciprok rács rácsvektorait definiáló egyenletek nevezői a direkt rács elemi cellájának térfogatát adják:

V  a b  c  a bc  det(F)

1.43 egyenlet

A fentiekből az is kitűnik, hogy reciprok rács és a direkt rács megfelelő rácsvektorai egymással párhuzamosak:

a a  bb  cc  1 *

*

*

1.44 egyenlet

Illetve mások egymásra merőlegesek:

a b  a c  ba  bc  ca  cb  0 *

*

*

*

*

*

1.45 egyenlet

Mivel F és G mátrixok egymás inverzei, ezért:

b c * * * a b c



1.46 egyenlet

c a b * * * a b c



1.47 egyenlet

a b c * * * a b c



1.48 egyenlet

*

a

*



*

*



*

*



Ezért a reciprok rács térfogata:





Vr  a b  c  *

*

*

1 1 1   det(G)  a b  c  det(F) V

1.49 egyenlet

A fentiek alapján azt is mondhatjuk, hogy a reciprok rács reciprok rácsa a direkt rács. A reciprok rács egyik fontos jellemzője, hogy direkt rács (hkl) Miller-indexű síkjainak normálvektora a rács típusától függetlenül (tehát nem csak ortogonális rendszerekben) egyenlő a reciprok rács alábbi vektorával:

g  ha  k b  lc *

*

*

1.50 egyenlet

Ez könnyen igazolható az alábbi meggondolással: a (hkl) direkt sík a koordinátarendszerünk tengelyeit az a/h, b/k és c/l pontokban metszik. Ennél fogva például az (a/h - b/k) vektor benne fekszik a szóban forgó síkban. A direkt és reciprok rács közötti kapcsolat miatt viszont:





1  1  1 * * * 1 g a  b   h a  k b  lc   a  b   0 k  k  h h

1.51 egyenlet

Hasonló módon látható be a g vektor merőlegessége a (hkl) sík más vektorainak felhasználásával, például az (a/h - c/l) esetében. A másik fontos jellemzője a reciprok rácsnak, hogy a (hkl) síkra merőleges g vektor meghatározza az egyenértékű síkok közötti távolságot is. Ez a távolság – mint fentebb szó volt róla – nem más, mint a koordinátarendszer origója és a hozzá legközelebb eső (h k l) sík merőleges távolságával. Ez a távolság a 1.8 ábra alapján (OP) megegyezik a koordinátarendszer origójából a szóban forgó sík egy (mondjuk A) pontjába

122

húzott OA=a/h vektornak a sík normálisa irányába mutató egységvektorra eső vetületével (az 1.43 és 1.44 egyenletek alapján):

d  OP  OA

g g



* * * a g a h a  k b  lc 1    *  * * h g h h a  k b  lc g

Végezetül összefoglalva: ha tehát szemléltetni szeretnénk a reciprok rácsot, akkor egy olyan rácsot kell elképzelni, amelynek rácspontjai a direkt rács különböző Miller-indexű síkjainak felelnek meg, és az origóból valamely rácspontba húzott vektor (g) abszolút értéke egyenlő az adott ponttal jelzett kristálytani sík és a szomszédja közötti távolságával, valamint a szóban forgó vektor merőleges a valós (direkt) rács megfelelő kristálytani síkjára. Más szavakkal: a reciprok rács pontjait úgy is megkaphatjuk, hogy egy koordinátarendszer origójából az egyes kristálytani síkokra merőleges olyan vektorokat húzunk, amelyek abszolút értéke az adott síkok közötti távolság abszolút értékével egyenlő. A valós rácsnak ezzel szemben nincs origója és a rácspontjai is felcserélhetőek.

1.52 egyenlet

1.17 ábra A valós (direkt) és a reciprok rács közötti különbségek szemléltetése

1.5 Sztereografikus projekciók A kristálytanban alkalmazott sztereografikus projekciók olyan leképezési eljárások, amelyekkel a különböző (térbeli) kristálytani síkokat és irányokat ábrázoljuk síkban. A sztereografikus projekciók egyik változatának elve, hogy a projekció során a kristályt képzeletben egy nálánál sokkal nagyobb méretű gömb középpontjába helyezzük. Az egyes kristálytani irányokhoz és síkokhoz a gömb felületének azon pontjai tartoznak, amelyek az irányok ill. a síkok normálvektorai a gömb felszínéből kimetszenek. Ezeket a pontokat póluspontoknak nevezzük (1.18 ábra). A sztereografikus projekció egy másik, gyakrabban alkalmazott változatánál a póluspontokat az egyenlítő síkjára képezik az északi vagy déli póluson, mint a vetítés középpontján keresztül. A vetítés során a gömbfelületen levő póluspontok képét az egyenlítői síkon a póluspontból valamely pólusba húzott vetítősugár és az egyenlítői sík metszéspontja adja. Ebből következik, hogy az egyenlítői síkon minden pontnak két póluspont 1.18 ábra Kristálytani síkok és irányok póluspontjai feleltethető meg (a két lehetséges vetítési középpont miatt).

123

Azonban ha az egyenlítői sík valamely főbb kristálytani síkkal esik egybe (pl. (001)), akkor megfelelő (nagyobb szimmetriájú) rácsszerkezet esetén az egyenértékű irányok és síkok pontjai fognak egybeesni. A vetítés középpontját úgy választjuk meg, hogy az a vetítendő pólusponttal ellentétes félgömbön helyezkedjen el (1.18 és 1.19 ábra).

1.19 ábra A póluspontok vetítése az egyenlítői síkra (balra), köbös kristály pólusábrája: a leképzés síkja a (001) sík (jobbra)

A sztereografikus projekció főbb jellemzői:  

A gömb középpontján átmenő sík a gömbi főkört metszi ki a gömbfelületből. A gömbi főkörök körívvé képződnek le, melyek az alapkört ugyanannak az átmérőnek a két végpontjában metszik. A vetítés szögtartó, ezért két gömbi főkör síkjának egymással bezárt szöge a vetületen lemérhető.

Az imént említett vetületek alkalmazásának megkönnyítésére használjuk az ún. Wulff-hálót. Ez tkp. a vonatkozási gömb felületén lévő szélességi és hosszúsági körök egyenlítői síkra eső vetületeit tartalmazza (a földrajzban ismert szélességi és hosszúsági körökhöz hasonlóan). A következőképpen származtatható: a leképzés síkja a fenti vetítések északi és déli pólusait tartalmazó tengely, a vetítés középpontja pedig a sík normálvektorának és a képzeletbeli gömb egyenlítőjének metszéspontja. A Wulff-hálót rendszerint a pólusábrákon ábrázolt kristálytani síkok és irányok által bezárt szög meghatározására alkalmazzák. Ennek során a pólusábrára helyezett Wulff-hálót addig forgatjuk a közös középpontjuk körül, amíg a pólusábra két kiválasztott pontja a Wulff-háló egy gömbi főkörének vetületére nem esik. Ezután a két póluspont által 1.20 ábra A Wulff-háló és alkalmazása reprezentált kristálytani irány illetve sík által bezárt szög a főkörön lemérhető (a földgömbökhöz, térképekhez hasonló módon). Fontos tudnivaló a Wulff-háló használatához, hogy szögeket csak a hosszúsági körök és az egyenlítő mentén szabad leolvasni: a szélességi körök mentén nem! (1.20 ábra)

124

A fejezetben megismert fontosabb fogalmak: Elemi cella (unit cell): az elemi rácsvektorok által kifeszített paralelepipedon. Az a legkisebb rácselem, amelyből – megfelelő transzlációs művelettel – a tér hézagmentes kitöltésével felépíthető maga a kristályrács. Primitív cella (primitive unit cell): olyan (paralelepipedon alakú) elemi cella, amely csak a rácspontjaiban tartalmaz rácspontokat. A primitív cellában levő atomok száma: egy. Kristályszerkezet (crystal structure): egy matematikailag értelmezett (tér)rács pontjaiban elhelyezkedő bázisok (atomok, ionok, esetleg molekulák) összessége. Koordinációs szám (coordination number): a rácsszerkezetben az egymáshoz legközelebb eső rácspontok (atomok, ionok) száma. Atomátmérő (atomic diameter): a rácsban a két egymáshoz legközelebb levő rácspontok (atomok, ionok) közötti távolság. Rácsállandó (lattice constant): (vagy rácsparaméter (lattice parameter)) az elemi cella élének hosszúsága. Felhasznált és ajánlott irodalom:  Prohászka János: A fémek és ötvözetek mechanikai tulajdonságai, Műegyetemi Kiadó, Budapest, 2001.  Verő József – Káldor Mihály: Fémtan, Nemzeti Tankönyvkiadó, Budapest, 1996.  Sólyom Jenő: A modern szilárdtestfizika alapjai, I. köt.: A szilárd testek szerkezete és dinamikája; ELTE Eötvös Kiadó, Budapest, 2002-2003.  Káldor Mihály: Fizikai metallurgia; Műszaki Könyvkiadó, Budapest, 1990.  Kittel, Charles: Bevezetés a szilárdtest-fizikába, Műszaki Könyvkiadó, Budapest, 1981.

125

2 A kétalkotós ötvözetek egyensúlyi állapota Általános ismeretek Az ötvözetek két vagy több atomfajtából képződő, szabályos rácsszerkezetű szilárd testek. A gyakorlaton csak a két atomfajtából álló, úgynevezett kétalkotós (binér) ötvözetekkel foglalkozunk, amelyeknek a legegyszerűbben a hőmérséklet (T) és koncentráció (c) síkon ábrázolt állapotábrája segítségével határozhatók meg a szövetszerkezeteik, fázisaik kémiai összetételük stb. Az általunk vizsgált termodinamikai rendszerek saját vagy más fajtájú atomok kapcsolódása révén sok részecskéből állnak. Az ilyen rendszer minden tulajdonságáért végső fokon a kémiai összetétele, a kristályok mennyiségi arányai, eloszlása, orientációja stb. a felelős. A fémes atomok legegyszerűbb összetett tartománya szilárd állapotban a kristály. Egy-egy fajta kristály az ötvözet egy-egy fázisa. A fázis az anyagi rendszer fizikailag és kémiailag ugyanolyan tulajdonságú és szerkezetű része. A fázis tehát a termodinamikai rendszer építő eleme, pl. olvadék, színfém, szilárd oldat, vegyület. Egy rendszerben a c összetétel (koncentráció) és a T hőmérséklet függvényében a fázisok mennyisége és minősége változhat. Gibbstől származik az a meggondolás, hogy egy rendszerben a fázisok száma és a szabadsági fokok száma között összefüggés van. A szabadsági fok azoknak a paramétereknek, (állapothatározóknak) a száma, amelyek megváltoztathatók anélkül, hogy a rendszer állapotában, fázisviszonyaiban változás állna be. A meggondolás szerint a rendszer szabadsági fokának számát növeli minden alkotója. A szabály szerint tehát (a nyomás elhanyagolásával): F + Sz = K + 1 ahol F: a fázisok száma (F = 1, 2, ..., n) Sz: a szabadsági fokok száma (Sz = n-1, ..., 2, 1, 0) K: a komponensek száma (atom vagy molekulafajták száma, K = 1, ..., n-2) Egy-egy szabadságfokot ad tehát minden komponens, továbbá a hőmérséklet. Az úgynevezett nem kondenzált rendszerekben, amelyekben a gáz-fázis előfordultával is kell törődni kell, (a nyomás szerepe nem elhanyagolható), az összefüggés F + Sz = K + 2 -re módosul. Egykomponensű rendszernél, például egy színfémnél (az F + Sz = K + 1 változatot alkalmazva) F + Sz = 2. (Fmax = 2). Egyfázisú állapotban (szilárd vagy olvadék) a rendszer melegíthető vagy hűthető, állapotának megváltozása nélkül. Ha azonban megindul az olvadás folyamata, vagy az olvadék hűtésekor megindul a kristályosodás, a színfém, mint rendszer kétfázisúvá válik, (olvadékból és kristályos fázisból áll) a szabadsági fokok száma zérusra csökken. A színfém tehát egy és csakis egy hőmérsékleten kerülhet kétfázisú állapotba. Ez a hőmérséklet az olvadáspont. Ilyenkor a hőmérséklet értéke mindaddig állandó, ameddig az egyik fázis el nem tűnik (el nem fogy). Ha a rendszert két komponens alkotja, a Gibbs-szabály szerint F + Sz = 3. (Fmax = 3) Amennyiben F = 2, az ötvözet olvadása, kristályosodása hőmérsékletközben mehet végbe, két fázis (olvadék és kristályos) az egy szabadsági fokot reprezentáló változó hőmérséklet esetén is létezhet egymás mellett. Egy kétkomponensű ötvözet állhat kétféle kristályos anyagból is. Ez fordul elő gyakrabban, mivel két fém kristályos állapotban való kölcsönös oldódásának feltételei ritkán teljesülnek. Az ötvözet 126

tehát kristályos állapotban is lehet kétfázisú. A "fázis-állapotot" a halmazállapottól meg kell különböztetni. A halmazállapot változása mindig fázisváltozást jelent, de a fázis vagy fázisok változása nem szükségszerűen von magával halmazállapot változást is. Egy ötvözet fázisai szilárd halmazállapotban lehetnek színfémek, vegyületek és szilárd oldatok. A szilárd oldatok többségére az jellemző, hogy valamelyik komponens rácsában a másik komponens atomja egy rácspontba vagy a rácspontok közötti helyre illeszkedik. Ezek a szubsztitúciós vagy az intersztíciós típusú szilárd oldatok. Meg kell jegyezni, hogy a természetben tökéletes oldhatatlanság alig fordul elő. A színfém tulajdonképpen absztrakció. Valamilyen tulajdonság szempontjából színfémnek tekinthető az igen híg szilárd oldat is, amennyiben a kevés oldott atom hatása az illető tulajdonságra elhanyagolható. Harmadik típusú fázisként kell megemlíteni a vegyületeket, amelyek általában sem szerkezeteiben sem fizikai, kémiai tulajdonságaikban nem emlékeztetnek az alkotóiéra, annak ellenére, hogy összetételük leggyakrabban egy megszabott koncentrációhoz kötődik. Egy rendszer fázisait illető bármilyen változást, egy fázis eltűnését, megjelenését a hőtartalomban mérhető változás kíséri. A változás akkor is jelentkezik, ha azt nem kíséri a halmazállapot változása. Az ilyen folyamatok követésére általában a termikus analízis bizonyul a megfelelőnek. A termikus analízis egy szabadon magára hagyott meleg test hőmérsékletének változását elemzi az idő függvényében. Ha a hőelvonás, hőátadás körülményeiben és a test hőtani adataiban nincs változás, a T(t) függvény exponenciális jelleget mutatva csökken, ez a newtoni lehűlési görbe (2.1a ábra).

2.1a ábra A vizsgált hőmérséklettartományban át nem alakuló anyag (newtoni) lehűlési görbéje Az newtoni-lehűlési görbe egyenlete:

T = T0 + (TK - T0 )e Ahol: T0 TK  A m c

-

A t mc

a környezet hőmérséklete a kezdeti hőmérséklet (lehűlés előtt) a felületi hőátadási tényező a minta keresztmetszete a minta tömege a minta fajhője

127

A kristályosodás, kiválás, rácsrendeződés megkezdésekor, befejeződésekor a vizsgált ötvözet lehűlési görbéjén általában törés mutatkozik, az addig exponenciális (newtoni) görbe jellege az átalakulás idejére megváltozik, majd az átalakulást követően a függvény ismét exponenciális jelleget mutat. Ez természetesen nem folytatása az átalakulást megelőzőnek (2.1b, 2.1c, 2.1d ábrák).

2.1b ábra Színfémre és eutektikus átalakulásra jellemző lehűlési görbe

2.1c ábra Szilárd oldatokra jellemző lehűlési görbe

2.1d ábra Primer szilárd oldatot és eutektikus átalakulást tartalmazó ötvözet jellemző lehűlési görbéje A kristályosodás kezdetére utaló töréspont a likvidusz pont, befejeződésére utaló a szolidusz pont, a kiválások kezdetére utaló pedig a szolvusz pont. Ezeknek az egész ötvözetrendszerre kiterjedő egyesítése adja a likvidusz vonalat, a szolidusz vonalat, és a szolvusz vonalat. Ezeknek a vonalaknak, az ötvözet tulajdonságaiban végbemenő esetleges más vonalakkal együtt (ilyenek pl. a mágneses változásokra utalók) a hőmérséklet-koncentrációs síkon való ábrázolásával kapjuk az úgynevezett egyensúlyi diagramot, vagy állapotábrát (2.2 ábra). Az állapotábrákból kvalitatív és kvantitatív információk olvashatók le. 128

Kvalitatív jellegű információk Ha az ötvözet összetételét és az adott hőmérsékletet ábrázoló állapotjelző pont olyan területbe esik, ahol az ötvözet homogén (egyfázisú pl. olvadék, színfém, vegyület vagy szilárdoldat) állapotú, akkor ennek a pontnak a koordinátái jellemzik az ötvözetet. Ha az ötvözet összetételének és az adott hőmérsékletnek megfelelő állapotot ábrázoló pont olyan területbe esik, ahol az ötvözet heterogén (kétfázisú) a ponton át a fázishatártól fázishatárig húzott izoterma (ún. konóda) két végpontja az ötvözetet alkotó két fázis minőségét és koncentrációját mutatja meg. Kvantitatív jellegű információk A konóda két végpontján tömörítve elképzelve az ott mutatott összetételű fázisok tömegét, az izoterma egyensúlyban lévő emelőként fogható fel. Az egyik oldalon található fázis mennyisége a másik oldalon található fázishoz tartozó "kar" hosszával arányos (mérleg szabály). A mérlegszabály két ( és ß) fázis esetén az alábbi két egyenlet eredményeként adódik. Az össztömegek megmaradására jellemző: mötv = m + m ß és az ötvöző anyag tömegének megmaradására jellemző: mötv ∙ cötv = m ∙ c+ m ß ∙ cß Egyes tulajdonságok vizsgálata szükségessé teszi ötvözeteknél is a szövetszerkezet fogalom bevezetését. Szövetszerkezetnek nevezzük az ötvözetről készült mikroszkópi kép komplex rajzolatát. A szövetszerkezetet szövetelemek alkotják, amelyek a kristályosodás, átalakulás egy-egy szakaszában megjelenő fázisok vagy együtt megjelenő fázisok. A szövetelemek ennek megfelelően a mikroszkópi képek nagyon hasonló vagy azonos rajzolatú részterületei. Az együtt megjelenő fázisok heterogén szövetelemet alkotnak. Az önállóan megjelenő fázisok homogén szövetelemek. Szövetelemként megjelenhet az olvadék kivételével a fázisok bármelyike vagy a fázisok bármely kombinációja is. A leggyakrabban előforduló többfázisú szövetelem az eutektikum és az eutektoid. Az eutektikum eutektikus összetételű olvadék non-variáns (Sz = 0) kristályosodásakor keletkezett két (vagy több) fázisból álló szövetelem. Eutektikus rendszerben, ha az ötvözet nem eutektikus összetételű, az eutektikum kristályosodását megelőzi valamelyik szilárd fázis (tiszta fém, vegyület vagy szilárd oldat) primer kristályosodása, amit az eutektikus hőmérséklet elérésével az eutektikum kristályosodása követ. Az eutektikus olvadékból kristályosodott heterogén anyag (eutektikum), az egyszerre kristályosodó két fázis által alkotott szövetelem. Az olvadékból primeren kristályosodott szilárd oldat (ill. színfém vagy vegyület) a primer szövetelem és az utólag heterogén módon keletkezett szövetelem az eutektikum (2.2 ábra). A likvidusz görbe két ágú, annak megfelelően, hogy a két alkotó (A és B) olvadékából összetételtől függően primeren A-alapú B-t oldva tartalmazó, vagy B-alapú A-t oldva tartalmazó szilárd fázis kristályosodik. A primer kristályosodás után, Teut hőmérsékleten (ha az összetétel c2 - ceut vagy ceut - c3 közötti) a már eutektikussá váló koncentrációjú olvadék szilárd eutektikumként dermed meg. Az eutektikum mennyiségét a szövetdiagram mutatja be (2.2 ábra alsó két rajza). A szövetdiagram a szilárd oldatból kiváló (precipitálódó) fázisok mennyiségét is megmutatja egy adott hőmérséklet esetén, de az eutektikumban történő fázismennyiség változás a szövetelemábrán direkt módon nem követhető. A szilárd állapotban kiváló másodlagos vagy szekunder szilárd fázisok mennyisége általában kicsi. Mennyiségük optikai mikroszkópon nehezen meghatározható. 129

Állapotábra néhány kiegészítő adatával

Fázisdiagram T=Teut-T hőmérsékleten

Fázisdiagram T=Tu hőmérsékleten

Szövetdiagram T=Teut-T hőmérsékleten

Szövetdiagram T=Tu hőmérsékleten 2.2 ábra Kétalkotó állapotábra , valamint fázis és szövetelem diagramjai különböző hőmérsékleteken Egy szilárd oldat egyidejűleg két új fázisra bomlása során keletkező termék az eutektoid. Az eutektoid szövetelem ugyanúgy non-variáns folyamat (Sz = 0) során keletkezik, mint az eutektikum, csak az átalakulást megelőző fázis nem folyadék, hanem szilárd anyag. Non-variáns folyamatként (Sz = 0) kell még megemlíteni a peritektikus átalakulást is. Peritektikus átalakulásnál - a folyadék fázis jelenléte miatt - a szövetelemek és a mikroszkópi szövetszerkezet értelmezése erőltetett. Az átalakulás lényege az, hogy az átalakulás során az átalakulás előtt a folyadékkal egyensúlyt tartó szilárd fázis úgy alakul át az átalakulás után a folyadékkal egyensúlyba kerülő másik szilárd fázissá, hogy a folyadék fázis az átalakulás előtt, alatt és után is állandóan jelen van. Összefoglalásként ismertetünk néhány egyszerű szabályt az állapotábrák értelmezésével kapcsolatban: 130



  

  



Az állapotábrák vízszintes tengelyén mindig a koncentrációt (atom, súly, térfogat vagy tömeg százalékban), míg a függőleges tengelyen a hőmérsékletet (K vagy °C-ban) tüntetik fel. A likvidusz vonal felett mindig csak olvadékfázis szerepel. A szolidusz vonal alatt minden fázis szilárd állapotú. Az állapotábrában vízszintes vonal alatti terület mindig heterogén jellegre utal, mert a vízszintes vonalon a szabadsági fokok száma nulla, vagyis itt az átalakuláskor egy időben három fázis van jelen. A szolidusz nem vízszintes szakasza alatti terület homogén állapotra utal. Az állapotábrában adott összetételnél található függőleges vonalak a vegyületfázisok kémiai összetételét jelölik ki. Az állapotábra heterogén (kétfázisú) területeibe húzott izoterma (konóda) metszéspontjai a területet határoló vonalakkal meghatározzák az ötvözetet alkotó fázisok jellegét, koncentrációját, illetve a mérlegszabály alkalmazása esetén a fázisok mennyiségét is. Az állapotábra vonalain áthaladva a fázisok száma eggyel változik. (A vízszintes vonal köze három fázisú, míg a függőleges vonal köze egyfázisú (tiszta fém, vagy vegyület) területet jelent.)

131

Példa: az ólom-ón állapotábra Jellemző hőmérsékletekkel és koncentrációkkal (valamint a vizsgálati hőmérsékletek).

A pontok koordinátái A pont jele

Sn tartalom (tömeg%)

1 2 3 4 5 6 7 8 9

3 16 18,3 47 5 91,5 97,8 98 99

132

A lehűlési görbék különböző Sn tartalmaknál:

133

134

Fázis- vagy szövetelemek arányának meghatározása Az állapotábrában adott hőmérsékletnél és koncentrációnál lehetőségünk van az egyensúlyt tartó két fázis vagy két szövetelem arányának meghatározására. Az alkalmazott kifejezések a keverési szabályból származtathatók, mely szerint: az ötvözet koncentrációja=az egyik fázis mennyiségea fázis koncentrációja+a másik fázis mennyiségea fázis koncentrációja, felhasználva, hogy az egyik fázis mennyisége+a másik fázis mennyisége=1 vagy 100% és ezt alkalmazva pl. az  fázis és az ömledék arányára Cötvözet=∙C+ömledék∙Cömledék ömledék=1- ebből =(Cötvözet-Cömledék)/(Cömledék-C) az állapotábrából (Cötvözet-Cömledék)=b az ömledék karja (Cömledék-C)=a+b a "karok" arányából =b/(a+b)

ahol a az  karja

A vizsgált Pb-Sn állapotábra és néhány pontjának koordinátái A pont jele 1 2 3 4 5 6 7 8 9

Sn tartalom % 3 16 18,3 47 5 91,5 97,8 98 99

T3=350°C, T2=220°C: T1=80°C 1. feladat Határozzuk meg a Pb-Sn állapotábrában 30%--os Sn tartalmú ötvözetben T2=220°C-on egyensúlyt tartó fázisok (itt egyben szövetelemek) mennyiségét. Az állapotábrából leolvashatjuk, hogy az adott hőmérsékletjelző vonal és az ötvözetjelző vonal metszéspontjától balra 16% Sn tartalmú  szilárd oldat (2-es pont), jobbra 47% Sn tartalmú ömledék (4-es pont) fázis van, tehát a metszéspont mezejében ezek tartanak egyensúlyt. Az egyensúlyt tartó fázisok mennyiségét a karok szabályából meghatározva =b/(a+b) ahol b a 4-es pont távolsága a 30%-os ötvözetjelző vonaltól b=47-30=17 és a a 2-es pont távolsága a 30%-os ötvözetjelző vonaltól a=30-16=14. Így 135

=17/(14+17)  0,55 (55%) ömledék=1-0,45 (45%) A fázis (szövetelemarányokat a karok szabályának más alakú kifejezéséből is meghatározhatjuk pl. a mérleg vagy emelőkar szabályból: ∙karja=ömledék∙ömledékkarja a mérleg egyensúlyban van, azaz ∙a=ömledék∙b a másik egyenlet +ömledék=1 (100%) az anyagmennyiségből, melynek felhasználásával ömledék=1- behelyettesitve ∙a=(1-)b=b-∙b tovább rendezve az egyenletet ∙a+∙b=b melyből kiemelés és osztás után =b/(a+b) A már alkalmazott karok szabályával azonos eredményre jutunk. Ugyancsak gyakran előforduló és alkalmazott kifejezés a forditott karok szabálya, mely közvetlenül mutatja a fázisok (szövetelemek) arányát (sokszor erre van szükség nem fontos a mennyiségük). Megfogalmazva a szabályt: a fázisok mennyisége úgy aránylik egymáshoz, mint az ellenkező oldalon lévő karok aránylanak, tehát alkalmazva a példára /ömledék=ömledékkarja/karja azaz /ömledék=b/a melyet átrendezve ∙a=ömledék∙b Ismét az előzőkben tárgyalt mérleg vagy emelőkar szabályhoz jutottunk Tehát 30%--os Sn tartalmú Pb-Sn ötvözetben a 220°C-on 55%  szilárd oldat (melynek Sn tartalma 16%) tart egyensúlyt 45 % ömledék fázissal (melynek Sn tartalma 47%). Számításunk ellenőrzéseként alkalmazzuk a keverési szabályt, melynek alapján az ötvözet Sn tartalma: ∙Sn+ömledék∙ömledékSn=0,55∙16%+0,45∙47%=30% amely valóban a megadott ötvözet. Másik ellenőrzési mód az emelőkar szabályból: adódik (ez gyors ellenőrzésre is módot ad, hogy ne keverjük össze a karok arányát-hosszabb karon kevesebb anyag van) ∙karja=ömledék∙ömledékkarja ∙karja=0,55∙a=0,55∙147,7 ömledék∙ömledékkarja=0,45∙b=0,45∙177,7 136

az egyenlőség a kerekítési hibán belül fennáll. Az ellenőrzést a fázisarányábra segítségével is el lehet végezni, lásd később. 2. feladat Határozzuk meg a Pb-Sn állapotábrában 30%--os Sn tartalmú ötvözet az eutektikus hőmérséklet feletti Teut+T hőmérsékleten egyensúlyt tartó fázisok (itt egyben szövetelemek) mennyiségét ( T→0). Az állapotábrából leolvashatjuk, hogy az adott hőmérsékletjelző vonal és az ötvözetjelző vonal metszéspontjától balra 18,3 Sn tartalmú  szilárd oldat (3-as pont), jobbra 61,9% Sn tartalmú ömledék (vegyük észre, hogy ez eutektikus összetételű 5-ös pont) fázis van, tehát a metszéspont mezejében ezek tartanak egyensúlyt. Az egyensúlyt tartó fázisok mennyiségét a karok szabályából meghatározva =b/(a+b) ahol b a 5-ös pont távolsága a 30%-os ötvözetjelző vonaltól b=61,9-30=31,9 és a a 3-as pont távolsága a 30%-os ötvözetjelző vonaltól a=30-18,3=11,7. Így =31,9/(11,7+31,9)  0,73 (73%) ömledék=1-0,27 (27%) tehát 30%-os Sn tartalmú SnPb ötvözetben a Teut+T hőmérsékleten 73%  szilárd oldat (melynek Sn tartalma 18,3%) tart egyensúlyt 27 % ömledék fázissal (melynek Sn tartalma 61,9%, azaz eutektikus összetételű). Ellenőrzés: Egyik mód a keverési szabály alapján, az ötvözet Sn tartalma ·Sn+ömledék·ömledékSn=0,73·18,3%+0,27·61,9%30% ami valóban a megadott ötvözet Sn tartalma. Másik ellenőrzési mód az emelőkar szabályból (ez gyors ellenőrzésre is módot ad, hogy ne keverjük össze a karok arányát-hosszabb karon kevesebb anyag van) ·karja=ömledék·ömledékkarja ·karja=0,73·a=0,73·11,78,54 ömledék·ömledékkarja=0,27·b=0,27·31,98,6 az egyenlőség a kerekítési hibán belül fennáll. Ellenőrizhetjük az arányokat a fázisarányábrából is. 3. feladat Határozzuk meg a Pb-Sn állapotábrában 30%--os Sn tartalmú ötvözet az eutektikus hőmérséklet alatti Teut-T (T 0) hőmérsékleten egyensúlyt tartó fázisok és szövetelemek mennyiségét. Fázisok Az állapotábrából leolvashatjuk, hogy az adott 4hőmérsékletjelző vonal és az ötvözetjelző vonal metszéspontjától balra 18,3% Sn tartalmú  szilárd oldat (3-es pont), jobbra 97,8% Sn tartalmú  szilárd oldat (7-es pont) fázis van, tehát a metszéspont mezejében ezek tartanak egyensúlyt. Az egyensúlyt tartó fázisok mennyiségét a karok szabályából meghatározva: =b/(a+b) 137

ahol b a 7-es pont távolsága a 30%-os ötvözetjelző vonaltól b=97,8-30=67,8 és a a 3-as pont távolsága a 30%-os ötvözetjelző vonaltól a=30-18,3=11,7. Így =67,8/(11,7+67,8)  0,85 (85%)  =1-0,15 (15%) tehát 30%--os Sn tartalmú Pb-Sn ötvözetben a Teut-T hőmérsékleten 85%  szilárd oldat (melynek Sn tartalma 18,3%) tart egyensúlyt 15 %  szilárd oldat fázissal (melynek Sn tartalma 97,8%). Ellenőrzés: Egyik mód a keverési szabály alapján az ötvözet Sn tartalma ·Sn+·Sn=0,85·18,3%+0,15·97,8%30% amely valóban a megadott ötvözet. Másik ellenőrzési mód az emelőkar szabályból (ez gyors ellenőrzésre is módot ad, hogy ne keverjük össze a karok arányát-hosszabb karon kevesebb anyag van): ·karja=·karja ·karja=0,85·a=0,85·11,79,94 ·karja =0,15·b=0,15·67,810 Az egyenlőség a kerekítési hibán belül fennáll, ellenőrizhetjük az arányokat a fázisarányábrából is. Szövetelemek Az állapotábrából leolvashatjuk, hogy az adott hőmérsékletjelző vonal és az ötvözetjelző vonal metszéspontjától jobbra 18,3 Sn tartalmú  szilárd oldat (3-es pont), jobbra 61,9% Sn tartalmú eutektikum (5-ös pont) szövetelem van, tehát a metszéspont mezejében ezek tartanak egyensúlyt. Az egyensúlyt tartó szövetelemek mennyiségét a karok szabályából meghatározva: =b/(a+b) ahol b a 5-ös pont távolsága a 30%-os ötvözetjelző vonaltól b=61,9-30=31,9 és a a 3-as pont távolsága a 30%-os ötvözetjelző vonaltól a=30-18,3=11,7. Így =31,9/(11,7+31,9)  0,73 (73%) eutektikum=1-0,27 (27%) Tehát 30%--os Sn tartalmú Pb-Sn ötvözetben Teut-T hőmérsékleten 73%  szilárd oldat (melynek Sn tartalma 18,3%) tart egyensúlyt 27 % eutektikum szövetelemmel (melynek Sn tartalma 61,9% összetételű). Ha összevetjük ezt az eredményt a 2. feladat fázisarányával, megállapíthatjuk, hogy azonosak az arányok, hisz az eutektikus hőmérsékleten az eutektikumos összetételű folyadékfázis alakult át eutektikum szövetelemmé. 4. feladat Határozzuk meg a Pb-Sn állapotábrában a 10%--os Sn tartalmú ötvözet 80°C-os hőmérsékleten egyensúlyt tartó fázisainak valamint szövetelemeinek mennyiségét. Az állapotábrából leolvashatjuk, hogy az adott paramétereknél a hőmérsékletjelző vonal és az ötvözetjelző vonal metszéspontjától balra 3% Sn tartalmú  szilárd oldat (1-es pont), jobbra 99% Sn tartalmú  138

szilárd oldat (9-es pont) fázis van, tehát a metszéspont mezejében ezek tartanak egyensúlyt. Szövetelemként a  szilárd oldat szekunder szövetelemként van jelen (a szilárd állapotú -ból a korlátolt oldódás miatt válik ki). Az egyensúlyt tartó fázisok mennyiségét a karok szabályából meghatározva: =b/(a+b) ahol b a 9-es pont távolsága a 10%-os ötvözetjelző vonaltól b=99-10=89 és a az 1-es pont távolsága a 10%-os ötvözetjelző vonaltól a=10-3=7. Így =89/(7+89)  0,927 (92,7%)  =1-0,73 (7,3%) Tehát 10%-os Sn tartalmú Pb-Sn ötvözetben a 80°C-os hőmérsékleten 92,7%  szilárd oldat (melynek Sn tartalma 3%) tart egyensúlyt 7,3 %  szilárd oldat fázissal (melynek Sn tartalma 99%). A szövetelemek aránya ugyanez: a 10%-os Sn tartalmú Pb-Sn ötvözetben a 80°C-os hőmérsékleten 92,7%  szilárd oldat (melynek Sn tartalma 3%) tart egyensúlyt 7,3 % szekunder  szilárd oldattal melynek Sn tartalma 99%). 5. feladat Határozzuk meg a Pb-Sn állapotábrában a 30%--os Sn tartalmú ötvözet 80°C-os hőmérsékleten egyensúlyt tartó fázisainak és szövetelemeinek mennyiségét. Fázisok Az állapotábrából leolvashatjuk, hogy az adott hőmérsékletjelző vonal és az ötvözetjelző vonal metszéspontjától balra 3% Sn tartalmú  szilárd oldat (1-es pont), jobbra 99% Sn tartalmú  szilárd oldat (9-es pont) fázis van, tehát a metszéspont mezejében ezek tartanak egyensúlyt. Az egyensúlyt tartó fázisok mennyiségét a karok szabályából meghatározva: =b/(a+b) ahol b a 9-es pont távolsága a 30%-os ötvözetjelző vonaltól b=99-30=69 és a az 1-es pont távolsága a 30%-os ötvözetjelző vonaltól a=30-3=27. Így =69/(27+69)  0,718 (71,8%)  =1-0,282 (28,2%) Tehát 30%-os Sn tartalmú SnPb ötvözetben a 80°C-os hőmérsékleten 71,8%  szilárd oldat (melynek Sn tartalma 3%) tart egyensúlyt 28,2 %  szilárd oldat fázissal (melynek Sn tartalma 99%) Ellenőrzés Egyik mód a keverési szabály alapján az ötvözet Sn tartalma ·Sn+·Sn=0,718·3%+0,282·99%30% ami valóban a megadott ötvözet. Másik ellenőrzési mód az emelőkar szabályból (ez gyors ellenőrzésre is módot ad, hogy ne keverjük össze a karok arányát-hosszabb karon kevesebb anyag van) ·karja=·karja ·karja=0,718·a=0,718·2719,4 ·karja =0,282·b=0,282·6919,4 az egyenlőség a kerekítési hibán belül fennáll, ellenőrizhetjük az arányokat a fázisarányábrából is. 139

Szövetelemek Az ötvözet lehűlését követve az állapotábrából leolvashatjuk, hogy az adott hőmérsékleten három szövetelem van jelen (, eutektikum és szekunder ). Három szövetelem aránya közvetlenül nem számolható. Egyik lehetőségünk, hogy ilyen esetben az ötvözetjelző vonalon addig a hőmérsékletig megyünk fel, amelynél két szövetelem volt a rendszerben. A 3. példában számoltuk, hogy az adott ötvözet az eutektikus hőmérséklet alatt  (18,3% Sn tartalom) és eutektikum szövetelemből állt. Erről hűtve az  korlátolt oldóképessége miatt ötvözőben dús szekunder  válik ki a szemcsehatárokon, mert miközben a hőmérséklet 80 °C-re csökken az  Sn oldóképessége 18,3% ról 3%-ra csökken. Az átalakulás természetesen az eutektikumban is lejátszódik, azonban ez nem változtatja meg a szövetelemet. Tehát a szekunder  megjelenése a 18,3 %-os -ból lejátszódó kiválásnak köszönhető. Vizsgáljuk meg ezt a kiválást, legyen tehát most az ötvözetjelző vonal a 18,3 % Sn tartalomnál és vizsgáljuk az egyensúlyt 80°C-on. Egyensúlyt az  szilárd oldat (1-es pont) 3% Sn tartalommal és a szekunder  (99% Sn tartalommal (9-ös pont) tart egyensúlyt. Ötvözetnek (100%-nak) az 18,3-at tekintve, az egyensúlyt tartó szövetelemek 3 és szekunder  szekunder =a/(a+b) ahol b a 9-es pont távolsága a 18,3%-os ötvözetjelző vonaltól b=99-18,3=80,7 és a a 3-as pont távolsága a 18,3%-os ötvözetjelző vonaltól a=18,3-3=15,3. Így szekunder =15,3/(80,7+15,3)  0,16 (16%) ha az 18,3-at 100%-nak tekintjük. A 3. példában megállapítottuk, hogy 18,3 73% volt, így belőle 0,73·16=12,1% szekunder  keletkezik. Ennek megfelelően 3 mennyisége 3=73-12,1=60,9% Tehát 30%--os Sn tartalmú Pb-Sn ötvözetben 80°C-os hőmérsékleten 60,9%  szilárd oldat (melynek Sn tartalma 3%), 27 % eutektikum (melynek Sn tartalma 61,9%) és 12,1% szekunder  (melynek Sn tartalma 99%) szövetelem tart egyensúlyt. Ellenőrizzük a számításunkat a keverési szabállyal, az ötvözet Sn tartalma ·Sn+·Sn+ eutektikum·eutektikumSn=0,609·3%+0,121·99%+0,27·61,9%30% ami valóban a megadott ötvözet. Végezetül a következő oldalakon – példaként – bemutatjuk az Pb-Sn állapotábra fázisarány- és szövetelem arány ábráit más-más hőmérsékleteken.

140

Fázis-arány ábrák

141

142

143

Szövetelem-arány ábrák

144

145

146

Belépő dolgozatok kérdései:  Mit nevezünk ötvözetnek?  Mi az állapotábra?  Melyek a termodinamikai rendszer alapvető elemei?  Melyek a fázisok alaptípusai?  A c összetétel (koncentráció) és a T hőmérséklet függvényében milyen adatok olvashatók ki az állapotábrából?  Írja fel a Gibbs-féle fázis-szabály egyenletét és nevezze meg az egyenlet egyes tagjait!  Mit nevezünk szabadsági foknak?  Mennyi a fázisok maximális száma egy komponens és két komponens esetén?  Milyen fázisok és a szabadsági fokok értéke egy színfém olvadáspontja esetén?  Mennyi a szabadsági fokok értéke, ha az egyidejűleg jelenlévő fázisok száma: …. (K=…)?  Mi a fázisváltozás és a halmazállapot változás közötti különbség?  Mi a különbség a szubsztitúciós és az intersztíciós típusú szilárd oldatok között?  Mikor tekinthető egy igen híg szilárd oldat színfémnek?  Hogyan ábrázolható egy vegyület az állapotábrában?  Milyen hatása van egy fázis eltűnésének vagy megjelenésének?  Írja fel a „newtoni-lehűlési görbe” egyenletét és nevezze meg az egyenlet egyes tagjait!  Mutassa be egy tiszta fém és egy tiszta vegyület lehűlési görbéjének alakját az azok olvadáspontját is szemléltetve  Jelölje be a Pb-Sn állapotábrán a likvidusz vonalat, a szolidusz vonalat, és a szolvusz vonalakat!  Mutasson be egy a szilárd oldatokra jellemző lehűlési görbét!  Mutasson be egy eutektikus átalakulásra jellemző lehűlési görbét!  Mutasson be egy eutektoidos átalakulásra jellemző lehűlési görbét!  Írja fel a „mérleg-szabály” egyenleteit és nevezze meg az egyenlet egyes tagjait!  Mit nevezünk szövetszerkezetnek?  Mit nevezzük szövetelemnek?  Mutasson be heterogén (többfázisú) szövetelemeket tartalmazó mikroszkópi képet!  Mutasson be homogén (egyfázisú) szövetelemet tartalmazó mikroszkópi képet!  Mi az eutektikum?  Mi az eutektoid?  Rajzolja fel a szövetdiagramot T= ……. hőmérsékleten!  Rajzolja fel a fázisdiagramot T= …… hőmérsékleten!  Milyen feltételek mellett jön létre egy szilárd fázis (tiszta fém, vegyület vagy szilárd oldat) primer kristályosodása?  Milyen feltételek mellett keletkezik egy szilárd állapotban kiváló másodlagos vagy szekunder fázis?  A Pb-Sn állapotábrába rajzolja be a különböző fázisokat és nevezze meg őket!  A Pb-Sn állapotábra egy adott összetételéhez rajzolja meg lehűlési görbét! 147

 Határozza meg a Pb-Sn állapotábra egy kétfázisú mezejének T, c pontjához tartozó fázisok mennyiségét!  Határozza meg a Pb-Sn állapotábra egy kétfázisú mezejének T, c pontjához tartozó szövetelemek mennyiségét!

148

3 Fe-C állapotábra Nagy ipari jelentőségük miatt a Fe–C ötvözetek állapotábrája volt az első, amit a XX. század elején megszerkesztettek. Azóta az anyagszerkezeti ismeretek jelentősen bővültek, a mérőeszközök sokat fejlődtek, így a diagram jelenlegi formája és adatai többszöri változás után alakultak ki. A továbbiakban a Binary Alloy Phase Diagrams (ASM Int. 1990) című gyűjteményben számítások és mérések alapján közölt ábrát használjuk (3.1 ábra). Miután a koncentráció adatok pontossága  0,1 atomszázalék (0,027 tömegszázalék), ezért azokat helyenként kerekítve használjuk.

3.1 ábra A Fe-C ötvözetek állapotábrája A vas allotróp módosulatainak karbonoldó képessége korlátozott, a maximális értékek egymástól jelentősen eltérnek. Az a karbon mennyiség, ami szilárd állapotban nincs oldatban, kétféle formában lehet jelen:  kötött állapotban, Fe3C (vas-karbid) vegyületben;  szabad állapotban, tiszta karbon (grafit) alakjában. A karbon csak rendkívül lassú lehűlés során kristályosodik grafit formájában. A kisebb hőmérsékleteken szilárd állapotban végbemenő átalakulások ilyenkor is általában vas-karbidot eredményeznek grafit helyett. A stabilabb állapot a grafit jelenléte. A vas-karbid kritikus magmérete azonos túlhűtésnél kisebb, mint a grafité, így kevésbé lassú lehűlés esetén a karbon már metastabilis vas-karbid formájában kristályosodik. A gyakorlatban a 149

metastabil rendszer állapotábráját alkalmazzák gyakrabban, mert a legtöbb alkalmazásra kerülő Fe–C ötvözet ebbe a rendszerbe tartozik. A 3.1 ábra szokás szerint egyberajzolva tünteti fel a metastabilis karbidrendszer (Fe-Fe3C) és a stabilis grafitrendszer (Fe-C) állapotábráját, amit ikerdiagramnak neveznek. A folytonos vonalak a karbidrendszerre vonatkoznak, ahol pedig a grafitrendszer eltér a karbidrendszertől, ezt szaggatott vonal jelöli. A karbidrendszerben 6,7 % karbontartalomnál képződik a Fe3C vegyület, amelynél tovább az ábrát meg sem rajzolják, mert a gyakorlatban felhasználható Fe–C ötvözetek karbontartalma ennél feltétlenül kevesebb. A grafitrendszer 100 % karbonig terjed, de megrajzolni ezt sem szokás a fenti értéknél nagyobb karbontartalmakra. A Fe 3C 25 atomszázalék karbontartalomnál képződő intersztíciós szerkezetű vegyület. Olvadáspontja csak körülbelül ismert, ezért a CD likvidusz szakaszt szaggatott vonalakkal szokás megrajzolni. A továbbiakban nagyobb fontossága miatt csak a karbidrendszert részletezzük. A karbidrendszerre vonatkozó diagram esetében a vas mellett a vas-karbidot tekinthetjük másik alkotóként. Így az ötvözetek kémiai összetétele a 3.1 ábra külön feltüntetett Fe3C tartalom skáláján is megadható, és az ötvözetsor Fe–Fe3C ötvözetrendszernek tekinthető. A Fe–Fe3C ötvözetrendszer A Fe–Fe3C ötvözetrendszer fázisait és szövetelemeit külön névvel látták el. A Fe3C jelű vas-karbidot cementitnek, a lapközepes köbös térrácsú γ szilárd oldatot ausztenitnek, a térközepes köbös rácsú  szilárd oldatot ferritnek, a C pontban képződő eutektikumot ledeburitnak, az S pontban képződő eutektoidot pedig perlitnek nevezik. Az ábrán alkalmazott betűjelölések megfelelnek a nemzetközileg használatos jelöléseknek. A Fe-Fe3C állapotábra likvidusza az ABCD vonal, szolidusza az AHIEFD vonal. 1147°C alatt valamennyi, az E és F pontok közé eső összetételű ötvözet tartalmaz ledeburitot. Szilárd állapotban három egyfázisú, tehát homogén szövetszerkezetű mező található az ábrában:  A térközepes köbös térrácsú δ szilárd oldat (vagy δ ferrit) mező az A, H és N pontok között, maximális karbonoldó képessége 0,1 %.  A lapközepes köbös térrácsú γ szilárd oldat (ausztenit) mező az N, I, E, S és G pontok között, maximális karbonoldó képessége 2,1 %.  A térközepes köbös térrácsú  szilárd oldat (ferrit) mező a G, P, Q és a tiszta vas koncentrációvonala között, maximálisan 0,02 % oldott karbontartalommal. A negyedik lehetséges szilárd fázis a Fe3C (cementit), amelynek karbontartalma kötött, 6,7 %. Így ehhez csak egy függőleges vonal tartozik, ami végtelen keskeny mezőnek tekinthető. A 3.1 ábra bal felső részletét a továbbiakban egyszerűsítve rajzoljuk meg, mert az ott végbemenő átalakulások az ötvözetek kisebb hőmérsékleteken érdekes sajátosságait általában nem befolyásolják. Az így egyszerűsített diagram alkalmazásával a teljes ábra bal felső részén végbemenő átalakulásokat elhanyagoljuk. Az Fe–Fe3C állapotábra ES vonala az ausztenit, a PQ vonal pedig a ferrit karbonoldó képességének a hőmérséklet függvényében bekövetkező változását mutatja. A GOS vonal lehűlésnél a γ →  átalakulás megindulásának, felmelegítéskor pedig az  → γ átalakulás befejeződésének hőmérsékletét jelenti. A GP vonal lehűtéskor a γ →  átalakulás befejeződését, melegítéskor az  → γ átalakulás kezdetét jelzi. 150

Az S pontban az átalakulási vonalak találkozásának jellege hasonló a C pontéhoz, itt eutektoid (perlit) képződik, melynek folyamata hasonló az eutektikum képződéséhez. A különbség abban van, hogy az eutektikumok esetében egy folyékony oldat, az eutektoidok esetében viszont egy szilárd oldat kettős telítettsége következik be, és ebből alakul ki a réteges szerkezetű kétfázisú szövetelem. Az S pontnak megfelelő összetételű és hőmérsékletű (0,8 % C és 727°C) ausztenitből állandó hőmérsékleten egyidejűleg válik ki a nagyobb vastartalmú telített ferrit (0,02 % C) és a nagyobb karbontartalmú cementit (6,7 % C). Az így kialakuló eutektoid (perlit) réteges elrendeződésű, ferritből és cementitből felépülő kétfázisú szövetelem. A perlit képződése közben az egyensúlyt tartó fázisok száma három ( + γ + Fe3C), a szabadsági fokok száma zérus, ezért a hőmérséklet állandó. Az MO vonal a Curie-hőmérséklet vonala. Melegítéskor a ferrit ezen a hőmérsékleten ferromágnesből paramágnessé válik, lehűtéskor pedig fordítva megy végbe a változás. Kövessük végig a 3.2 ábra a) részébe berajzolt összetételű ötvözetek folyadék állapotból történő lehűtését. A lehűlési görbéket az ábra b) része mutatja be, a fázisok számával együtt.

3.2 ábra Tipikus Fe–Fe3C ötvözetek lehűlési görbéi Az 1-jelű, 0,5 % C tartalmú ötvözet lehűlésekor az AC vonalig ömledék van jelen. A dermedés ausztenit kiválással kezdődik, és tart az AE vonallal való metszéspont hőmérsékletéig, közben ömledék és ausztenit az egyensúlyt tartó fázisok. A teljes megszilárdult ötvözet ausztenitből áll, amelyben a GOS vonalig történő lehűlés során nincs változás. Ekkor megindul a γ →  átalakulás, melynek előrehaladása közben az ausztenit karbontartalma a GOS vonal, mentén nő, és a PS vonal elérésekor (727°C-on) éppen az eutektoid (perlit) összetételével egyezik meg, ez 0,8 % C. Ezzel egyidejűleg a kialakuló ferrit karbontartalma a GP vonal mentén változik és 727°C-on telítetté válik, mert karbontartalma eléri a 0,02 %-ot. Az egyensúlyt tartó fázisok az ausztenit és a ferrit. 727°C-on a 0,8 % karbontartalmú ausztenit perlitté alakul. Amíg ez tart, a fázisok száma három, , γ és Fe3C tart egyensúlyt. Az ausztenit teljes átalakulása után a további lehűlés során végig két fázis, ferrit és cementit van egyensúlyban, miközben a ferrit csökkenő oldóképessége miatt cementit válik ki. Az így képződött cementitet tercier cementitnek nevezik. Ez a kiválási folyamat a 151

GOS vonal és 727°C között képződött ferritből és a perlitben levő ferritből egyaránt végbe megy. Az előbbiből kivált tercier cementit elvileg újabb szövetelemet alkot a ferrit krisztallitok határán, de kis mennyisége miatt fénymikroszkópon általában nem lehet felismerni. A szövetelemek 727°C felett megegyeznek a fázisokkal, alatta pedig ferrit, perlit és tercier cementit alkotja a szövetszerkezetet. Valamennyi 0,02 és 0,8 % közötti karbontartalmú ötvözetben minőségileg ugyanazok a folyamatok mennek végbe, mint az 1-jelűben, csak az egyes fázisok és szövetelemek mennyisége tér el. Ezeket az ötvözeteket összefoglalóan hipoeutektoidos ötvözeteknek nevezik. A 2-jelű, 1,3 % C tartalmú ötvözet megdermedése az 1-jelűhöz hasonlóan megy végbe, majd az ES vonal eléréséig nincs változás. Ekkor az ötvözet karbontartalma éppen megegyezik az ausztenit oldóképességével. Az ES vonal alá hűtve az ausztenit csökkenő oldóképessége miatt cementit válik ki, miközben az ausztenit karbontartalma 727°C-ra érve az ES vonal mentén szintén 0,8 %-ra csökken, az egyensúlyt tartó fázisok az ausztenit és a cementit. Az ausztenit csökkenő karbonoldó képessége miatt kiváló cementitet mint szövetelemet, szekunder cementitnek nevezik. A 0,8 % C tartalmú és 727°C-os ausztenit az 1-jelű ötvözetnél tárgyalt módon állandó hőmérsékleten perlitté alakul. A további lehűlés során még annyi változás van, hogy a perliten belül a ferritből cementit válik ki annak csökkenő oldóképessége miatt, amely a perlitben már amúgy is jelen levő cementithez csatlakozva külön szövetelemet nem alkot. 727°C felett a szövetelemek és fázisok azonosak, alatta pedig szekunder cementitből és perlitből áll a szövetszerkezet. A 2-jelűhöz hasonlóan viselkedő, 0,8–2,1 %-ig terjedő karbontartalmú ötvözeteket hipereutektoidos ötvözeteknek nevezik. A 3-jelű, 3 % C-tartalmú ötvözet megszilárdulása is ausztenit kiválással indul. Dermedés közben az ömledék karbontartalma az AC vonal, az ausztenité pedig az AE vonal mentén nő. 1147°C-ra hűtve az ömledék éppen eutektikus összetételű lesz 4,3 % karbontartalommal, az ausztenit pedig eléri telített állapotát, a lehetséges maximális 2,1 % C tartalmat. Az ömledék mindkét alkotóra nézve telített, így állandó hőmérsékleten 2,1 % C tartalmú telített ausztenitből és cementitből álló eutektikummá (ledeburit) dermed. Közben a három egyensúlyt tartó fázis az ömledék, γ és Fe3C. A teljes megdermedéskor a fázisok száma kettőre csökken, a lehűlés folytatódhat. Miután az ausztenit 1147°C-on éppen telített, e hőmérséklet elhagyásakor azonnal megindul az oldóképességét meghaladó karbon kiválása szekunder cementit formájában, amely az ausztenit krisztallitok határán külön szövetelemként jelenik meg. A ledeburitban levő ausztenitből kiváló cementit csatlakozik az ott már jelenlevő cementithez, így külön szövetelemet nem alkot. 1147 és 727°C között végig ausztenit és cementit az egyensúlyt tartó fázisok, a szövetelemek pedig ausztenit, szekunder cementit és ledeburit. 727°C-ra hűtve valamennyi ausztenit karbontartalma 0,8 %-ra csökken és állandó hőmérsékleten perlitté alakul. A perlit kialakulás befejezése után vizsgálva a szövetelemeket, az ausztenit helyett perlit lesz jelen, a szekunder cementit változatlanul megmarad. A ledeburit összes mennyisége változatlan, de ausztenit abban is perlitté alakul. A további lehűlésnél végig ferrit és cementit az egyensúlyt tartó két fázis, miközben valamennyi perlit ferritjéből cementit válik ki, ami külön szövetelemként nem jelenik meg. A 3jelűhöz hasonlóan viselkedő, 2,1–4,3 % karbontartalmú ötvözeteket hipoeutektikus ötvözeteknek nevezik. A 4-jelű, 5 % C-tartalmú ötvözet dermedése a CD likvidusz vonal elérésekor cementit képződéssel kezdődik, és folytatódik az 1147°C-os hőmérsékletig. Az ömledékből képződő cementitet, mint 152

szövetelemet primer cementitnek nevezik. A likvidusztól 1147°C-ig tartó lehűlés közben az ömledék összetétele a CD vonal mentén 4,3 %-ra csökken (C pont). Az így képződött eutektikus folyadék 1147°C-os állandó hőmérsékleten ledeburittá dermed. 1147°C-tól 727°C-ig az egyensúlyt tartó fázisok az ausztenit és a cementit, miközben a ledeburitban levő ausztenitből külön szövetelemet nem alkotó cementit válik ki. 727°C-on az ausztenitből perlit lesz, majd tovább hűtve a ferritből kevés cementit válik ki, az egyensúlyt tartó fázisok ismét ferrit és cementit. 1147°C alatt valamennyi változás a ledeburiton belül megy végbe, a szövetelemek végig primer cementit és ledeburit. A ledeburit 727°C felett ausztenitből és cementitből, alatta pedig perlitből és cementitből áll. A 4-jelűhöz hasonlóan viselkedő 4,3–6,7 %-ig terjedő C-tartalmú ötvözeteket hipereutektikus ötvözeteknek nevezik. A 3.2 ábra b) részén megrajzolt hűlésgörbék az egyfázisú szakaszokon exponenciális jellegűek, a kétfázisú szakaszokon pedig sehol sem azok, bár a 727°C alatti görbeszakaszok közel esnek az exponenciálishoz, mert a csekély mennyiségű tercier cementit csak alig okoz eltérést. A háromfázisú szakaszok a zérus szabadsági fok miatt vízszintesek. A 3.3 ábra az ismertetett négyféle típusú ötvözet szövetszerkezetének vázlatát mutatja be. A 3.4 ábra a szobahőmérsékletre vonatkozó fázis- és szövetdiagramokat ábrázolja. A fázisdiagramban vékonyabb vonalakkal elhatároltuk az egyes átalakulások során képződött cementit mennyiségeket. Az eutektikus cementit a ledeburitban levő, 1147°C-on képződött cementit, az eutektoidos pedig a perlitben levő, 727°C-on képződött cementit. A szövetdiagramban a szekunder cementit mező az önálló szövetelemként jelen lévő szekunder cementit mennyiségét adja, a ledeburitban lévő, önálló szövetelemet nem alkotó mennyiséget nem tartalmazza. A tercier cementitet egyik diagramban sem ábrázoltuk, mert mennyisége a vonalvastagságok nagyságrendjébe esik. Az egyensúlyi diagramba beírtuk az egyes mezőkhöz tartozó szövetelemeket.

3.3 ábra Tipikus Fe–Fe3C ötvözetek szövetszerkezetének vázlata

153

3.4 ábra A Fe–Fe3C ötvözetek fázis- és szövetdiagramja szobahőmérsékletre A teljes Fe–Fe3C ötvözetrendszert (karbidrendszer) az egyszerűsített egyensúlyi diagram alapján vizsgálva, fázisként a következők fordulhatnak elő (3.5 ábra):  ömledék, az AEFD vonal (szolidusz) feletti hőmérsékleteken (a) ábra);  ausztenit, az ACFKPG törtvonal és a hőmérséklet tengely által bezárt területen (b) ábra);  cementit, a DLQPSECD pontokat összekötő vonalak által határolt területen (c) ábra);  ferrit, a GSKLQ törtvonal és a hőmérséklet tengely által bezárt területen (d) ábra). Szövetelemként szilárd állapotban az előbbiekben már említett három szilárd halmazállapotú fázis, továbbá ledeburit (eutektikum) és perlit (eutektoid) lehetséges. A primer, szekunder és tercier megkülönböztetés a cementit szövetelemek esetében a képződés körülményeire utal, a primer ömledékből, a szekunder ausztenitből, a tercier ferritből képződik. Mint fázis, valamennyi cementit ugyanaz.

154

3.5 ábra A Fe-Fe3C ötvözetekben lehetséges fázisok előfordulási mezői A következőkben néhány számpéldát oldunk meg a Fe–Fe3C ötvözetrendszerre vonatkozóan. 1. példa Határozzuk meg a 3.2 ábra a) részén jelölt R, U, S és V pontoknak megfelelő állapotokban, a fázisok mennyiségét. Az R ponthoz tartozó karbontartalom 3 %, a hőmérséklet 1000°C. Az ausztenit karbontartalma ezen a hőmérsékleten kb. 1,6 %. Az ötvözetben a cementit mennyiségével az R-től az ES vonalig terjedő kar, az ausztenit mennyiségével az R-től 6,7 %-ig terjedő kar arányos. Az 1,6 % karbontartalmú ausztenit mennyisége (x) tehát: 6,7  3 x 100  72,55 % , 6,7  1,6 így a cementit mennyisége: 27,45 %. Az U pontban a t1 időponthoz tartozó állapotban (2.2 ábra) 0,8 % C-tartalmú ausztenit és cementit van jelen. Az ausztenit mennyiségével az UK, a cementitével az US kar arányos, így az ausztenit mennyisége (x): 6,7  1,3 x 100  91,53 % , 6,7  0,8 a cementit mennyisége tehát: 8,47 %. Az U ponthoz tartozó t2 időpontban ausztenit már éppen nincs, csak 0,02°% C-tartalmú ferrit és cementit. A ferrit mennyiségével az UK, a cementitével az UP kar arányos. A cementit mennyisége (x): 1,3  0,02 x 100  19,16 % , 6,7  0,02 a ferrit mennyisége pedig: 80,84 %.

155

Az S pontban az ausztenit teljes átalakulása után jelen levő perlit ferritből és cementitből áll. A 0,02 % C-tartalmú ferrit mennyiségével az SK, a cementitével az SP szakasz arányos. A ferrit mennyisége: 6,7  0,8 x 100  88,32 % , 6,7  0,02 a cementit aránya pedig: 11,68 %. Ugyanez az aránya a 727°C-os ledeburitban lévő perlitet felépítő fázisoknak is. A V pontban, tehát kb. szobahőmérsékleten a gyakorlatilag 0 % C-tartalmú ferrit mennyiségével a VL, a cementitével a VQ szakasz arányos. A cementit mennyisége (x): 50 x 100  74,63 % , 6,7  0 ezzel a ferrit aránya: 25,37 %. 2. példa Határozzuk meg a szövetelemek mennyiségét a 3.2 ábra Z, V és R pontjainak megfelelő állapotokban. A Z pontban a szövetelemek perlit és szekunder cementit. A perlit karbontartalma 0,8 %, így a perlit mennyiségével a ZL, a szekunder cementitével pedig a Z-től 0,8 %-ig terjedő szakasz arányos. A perlit mennyisége tehát (x): 6,7  1,3 x 100  91,53 % , 6,7  0,8 így a szekunder cementit mennyisége 8,47 %. A kapott adatok számszerűleg megegyeznek az 1. példában az U pontra t1 időpontban számolt fázisaránnyal. Ez természetes, mert az itt szereplő perlit az ott számolt ausztenitből alakult ki, és annak mennyisége a 727°C-ról való lehűlés közben benne végbement tercier cementit kiválás ellenére nem változott. A V pontban a szövetelemek primer cementit és ledeburit, az utóbbi 4,3 % C-tartalmú. A primer cementit mennyiségével a V-től 4,3 %-ig terjedő szakasz, a ledeburitéval pedig a VL szakasz arányos. A primer cementit mennyisége (x): 5  4,3 x 100  29,17 % , 6,7  4,3 így a ledeburit mennyisége: 70,83 %. Az R pontban három szövetelem, ausztenit, ledeburit és szekunder cementit van jelen, így a feladat a fordított karok szabályának egyszeri alkalmazásával nem oldható meg. Tudjuk viszont, hogy az R pont hőmérsékletén a ledeburit mennyisége megegyezik azzal, amennyi 1147°C-on kialakult. 1147°C-on még nincs szekunder cementit ezért a két szövetelem (ausztenit és ledeburit) mennyisége számítható. A ledeburit mennyiségével a 3 %-tól az E pontig terjedő szakasz, az ausztenittel a 3 %-tól a C pontig terjedő szakasz arányos. A ledeburit mennyisége (x): 3  2,1 x 100  40,91 % , 4,3  2,1 A további 59,09 %-nyi mennyiség a szövetelemként jelen levő 2,1 % C-tartalmú telített ausztenit, amelyből 1147°C alá történő hűtés közben válik ki a külön szövetelemet alkotó szekunder 156

cementit, közben együttes mennyiségük változatlan marad. Az 59,09 %-on belül a két szövetelem mennyisége úgy állapítható meg, hogy 2,1 % széntartalmú ötvözetet vizsgálunk, amelynek 59,09 %-os mennyiségét vesszük 100 %-nak. A 2,1 % C-tartalmú telített ausztenitet 1147°C-ról 1000°C-ra hűtve a kivált szekunder cementit mennyiségével a 2,1 %-tól az ES vonalig (1,6 %) terjedő szakasz, a még megmaradt 1,6 % C-tartalmú ausztenittel pedig a 2,1 %-tól 6,7 %-ig terjedő szakasz arányos. A szekunder cementit mennyisége (y1): 2,1  1,6 y1  100  9,8 % , 6,7  1,6 amely érték azonban az ausztenit és szekunder cementit összesen 59,09 %-nyi mennyiségének százalékában van kifejezve. A szekunder cementit mennyisége a teljes ötvözet mennyiségre vonatkoztatva (y): 59,09 y  y1  9,8 . 0,5909  5,79 % , 100 az ausztenit szövetelem mennyisége tehát (z): z  100   x  y   100  40,91  5,79   53,3 % . Az R pontra végrehajtott szövetelemarány számításhoz hasonlóan bármely állapotban bármelyik szövetelem, vagy az azokon belüli arányok egyaránt meghatározhatók a fordított karok szabályának ismételt alkalmazásával, ha figyelemmel kísérjük az ötvözetben végbement átalakulásokat. A 0,1÷2,1 % karbontartalmú Fe-C ötvözeteket acéloknak, az ezt meghaladó C-tartalmúakat jellegzetes feldolgozási technológiájuk, az öntés miatt öntöttvasaknak nevezik. A karbidrendszerbeli öntöttvasakat fehéres színű töretük miatt fehér, a grafitrendszerbelieket pedig szürke töretük miatt szürke öntöttvasaknak nevezik. A következő négy ábrán jellegzetes, közel egyensúlyi állapotú vas-karbon ötvözetek szobahőmérsékleten készült mikroszkópi képe látható.

3.6 ábra Ferrit mikroszkópi képe (240-szeres nagyítás) A 3.6 ábra ferrites szövetszerkezetet mutat be, amely közel tiszta vas. A sötét foltok salakszemcsék, a sötét vonalak a kristályhatárok. Minden krisztallit azonos kémiai összetételű, az ilyen szövetszerkezetet homogénnek nevezzük.

157

3.7 ábra Hipoeutektoidos acél (C = 0,26 %) mikroszkópi képe (N = 240 x) A 3.7 ábra hipoeutektoidos acél mikroszkópi képe. A világos részek ferritből, a sötét részek perlitből állnak. A ferrites részek névleges C-tartalma kb. 0 %, a perlites krisztallitoké 0,8 %. Az adott nagyításban még nem érzékelhető jól, hogy a perlit ferritből és cementitből áll.

3.8 ábra Hipereutektoidos acél (C = 1,21 %) mikroszkópi képe (N = 800 x) A 3.8 ábra hipereutektoidos acél mikroszkópi képét mutatja, a csíkos részek lemezes perlitből, a hálószerű világos részek szekunder cementitből állnak, az utóbbi C-tartalma 6,7 %. Ezen a képen az alkalmazott nagyobb nagyítás révén már jól megfigyelhető a perlit szerkezete, az, hogy ferrit és cementit lemezekből épül fel.

3.9 ábra Hipereutektikumos öntöttvas (C = 5 %) mikroszkópi képe (N = 400 x) A 3.9 ábra hipereutektikus karbidrendszerbeli öntöttvas mikroszkópi képe. A széles világos sávok primer cementitből, a foltos részek ledeburitból (4,3 % C) állnak. A ledeburit világos részei 158

cementitből, a sötétebb foltok perlitből állnak, amely ezúttal is tovább bontható ferritre és cementitre, amely az adott nagyításban még nem észlelhető. A Fe–grafit rendszer A grafitrendszerre vonatkozó állapotábra vonalai csak ott térnek el a karbidrendszer vonalaitól ahol az utóbbi rendszerre vonatkozó vonal cementit képződéssel kapcsolatos (3.1 ábra, szaggatott vonalak). Az ábra szaggatott vonalai mentén cementit helyett grafit, vagy grafitot tartalmazó szövetelem képződik, a megfelelő karbidos fázis vagy szövetelem képződési hőmérsékleténél valamivel magasabb hőmérsékleten. Az állapotábra jellegzetes pontjainak betűjelzései a grafitrendszerben felső vesszőt kapnak. A hipereutektikus ötvözetek megdermedése a C'D' likvidusz vonalnál nagyméretű táblás kristályokat képező primer grafitkiválással kezdődik, és ez folytatódik az eutektikus hőmérsékletig (1153°C), miközben az ömledék C-tartalma az eutektikus pontnak megfelelő értékre csökken (4,2 % C). Az eutektikus folyadék 1153°C-os állandó hőmérsékleten grafiteutektikummá dermed, amely telített ausztenitből és grafitból (100% C) áll. A zérus szabadsági fokot előidéző három fázis: ömledék, ausztenit és grafit. Az eutektikus grafit apróbb, görbült lemezeket alkot. 1153 és 740°C között bármely, az S' pontnál (0,65 % C) több szenet tartalmazó ötvözet ausztenitjéből az E'S' vonal mentén szekunder grafit válik ki az ausztenit csökkenő oldóképessége miatt. Közben az ausztenit karbontartalma 0,65 %-ra (S' pont) csökken. Az S'-nél kevesebb karbont tartalmazó ötvözetek hűtésekor az ausztenit C-tartalma a GOS' vonal mentén éri el az eutektoidos koncentrációt. A 740°C-os, 0,65 % karbontartalmú telített ausztenit állandó hőmérsékleten grafiteutektoiddá alakul, amely a P' pontnak megfelelő C-tartalmú ferritből és grafitból áll. Eközben a három egyensúlyt tartó fázis: ausztenit, grafit és ferrit. Szobahőmérsékleten tehát a fázisok ferrit és grafit lehetnek, a szövetelemek pedig ferrit, grafiteutektoid, szekunder grafit, grafiteutektikum és primer grafit. Az 1153°C alatt végbemenő grafitképződéssel járó folyamatok túlhűthetőségük miatt rendszerint csak grafitképződést elősegítő harmadik elem (pl. Si) jelenlétében mennek végbe. Erre azért van szükség, mert az ötvözetek néhány °C-os túlhűtésnél már elérik a karbidrendszerre vonatkozó átalakulási hőmérsékleteket és ez esetben már grafit helyett cementit képződik. A teljes Fe-C ötvözetrendszert nézve, ipari alkalmazásra kis mennyiségű egyéb ötvözőt is tartalmazó 0,1-től 3–4 %-ig terjedő széntartalmú vas-karbon ötvözetek kerülnek. 0,1 %-nál kisebb karbontartalmú ötvözetek előállítása csak különleges technológiákkal, kisebb mennyiségben történik, a hipereutektikus ötvözeteknek pedig kedvezőtlen tulajdonságaik vannak.

159

A felkészülést segítő kérdések

160

Atomszerkezet 1. Az atom felépítése (atommag, elektron, izotóp, vegyértékelektron,stb) 2. A kvantumszámok rendszere, energiaszintek. 3. Az atomok energia jellemzői (ionizációs energia, elektronaffinitás, elektronegativitás, stb) 4. Az atomok közt létrejövő elsődleges kötések fajtái és tulajdonságai. 5. Az atomok közt létrejövő másodlagos kötések fajtái és tulajdonságai A 6. Az atomi kötések és a makroszkopikus tulajdonságok kapcsolata. Fáradás 1. Az ismétlődő igénybevételek jellemzői, fárasztó berendezések. 2. A kifáradás mechanizmusa, a képlékeny alakváltozás jelentősége (repedéskeletkezés, terjedés). 3. A kifáradási határ és a tartam szilárdság fogalma, a Wöhler görbe értelmezése. 4. A kifáradási határt befolyásoló tényezők.. 5. Biztonsági diagram fogalma. Egyszerűsített Smith diagram meghatározása. 6. Az atomi kötések és a makroszkopikus tulajdonságok kapcsolata. 7. A fáradás statisztikus jellege. 8. A kisciklusú és a nagyciklusú fáradás fogalma. Egyesített Wöhler görbe. 9. A repedésterjedés törésmechanikai értelmezése. A Paris-Erdogan egyenlet. Kúszás 1. Időtől függő és független alakváltozás fogalma. 2. A kúszás, kúszáshatár, tartamszilárdság fogalma. 3. A kúszás általános görbéje. A hőmérséklet és a terhelő feszültség hatása . 4. A kúszási mechanizmusok, anyagszerkezeti folyamatok. 5. Kúszásnak ellenálló anyagok tervezése. 6. Kúszási vizsgálatok, a Larsen-Miller eljárás. Rácshibák, diffúzió 1. Pontszerű rácshibák. Típusaik, hatásuk az anyag tulajdonságára. 2. Vonalszerű rácshibák. Típusaik, hatásuk az anyag tulajdonságára. 3. Felületszerű hibák. Típusaik. Hatásuk az anyag tulajdonságára. 4. Az elméleti szilárdság fogalma. 5. Rétegződési hibák és kialakulásuk. 6. A diszlokációk jellemzői. 7. Diffúziós mechanizmusok. 8. A Fick I és a Fick II egyenlet. 9. A diffúzió fajtái. Az állapottényezők hatása. Törés 1. A rideg és képlékeny törés fogalma. 2. Az állapottényezők fajtái és hatásuk az anyag viselkedésére. 3. A feszültségkoncentrációs helyek, repedések hatása az anyag alakváltozó képességére.

161

4. A hőmérséklet és a bemetszés érzékenység együttes vizsgálata (Charpy ütvehajlító berendezés). A képlékeny-rideg átmeneti hőmérséklet meghatározása. 5. Töretfelületek mikroszkópi vizsgálata. Ridegen és szívósan tört anyagok töretfelületének jellemzői. 6. Repedések keletkezése a gyártás és az üzemelés során. 7. A repedésterjedés fajtái. 8. Törésmechanikai elméletek csoportosítása. Törési módok. 9. A feszültség intenzitási tényező és a törési szívósság fogalma. A törési szívósság anyagminőség és hőmérséklet függése. 10. A képlékeny zóna hatása a lineáris rugalmas törésmechanikára. A képlékeny zóna változása szerkezeti anyag falvastagsága mentén. 11.A törésmechanikai méretezés elve. Acélok nem egyensúlyi átalakulása 1. A vas (acél) allotróp átalakulása. 2. A fázisátalakulás időbeli lefolyása, a C görbe kialakulása. 3.Eutektoidos acél izotermikus és folyamatos átalakulása. Proeutektoidos ferrit és karbid kiválások. 4. Perlites és bénites átalakulás folyamata. A perlit és a bénit szerkezete. 5. Martenzites átalakulás jellegzetességei. A martenzit szerkezete. 6. Az acél mechanikai tulajdonságainak változása a széntartalom a hőkezelés függvényében. 7. Az acél alapvető hőkezelési eljárásai. Mechanikai tulajdonságok 1. A rugalmas és a képlékeny alakváltozás fogalma. Az erő-elmozdulás diagram rugalmas és rugalmas-képlékeny anyag esetében. 2. Az alapvető igénybevételi fajták és a jellemző anyagvizsgálati eljárások. 3. Szakítóvizsgálat és a vizsgálattal meghatározható mérőszámok. 4. A mérnöki és a valódi rendszer mennyiségei a szakítás mechanikai elemzésénél. A fajlagos törési munka fogalma. 5. Rugalmas anyagjellemzők és meghatározásuk. 6. A statikus keménység fogalma, kapcsolata más mechanikai tulajdonságokkal. 7. A Brinell-féle keménységmérés elrendezése. Alkalmazási területe. 8. A Vickers –féle keménységmérés elrendezése. Alkalmazási területe. 9. A Knoop-féle keménységmérés elrendezése. Alkalmazási területe. 10. A Rockwell-féle keménységmérési eljárások.A képlékeny zóna hatása a lineáris rugalmas törésmechanikára. A képlékeny zóna változása szerkezeti anyag falvastagsága mentén. 11. Dinamikus keménységmérő eljárások és alkalmazása. Szilárdságnövelés 1. A szilárdságnövelő eljárások csoportosítása, elvi alapjai. 2. A képlékeny hidegalakítás hatása az anyag mechanikai tulajdonságaira. 3. A szemcseméret hatása az anyag folyási határára. Szemcsefinomitási eljárások.. 4. Az ötvözők szerepe a szilárdságnövelésben. 162

5. A kiválásos keményítés mechanizmusai. 6. A termo-mechanikus alakítás folyamata. Anyagszerkezeti változások. 7. Allotróp átalakulás szilárdságnövelő szerepe. Kristályosodás, ötvözetek 1. Termodinamikai alapfogalmak. (alkotó, állapottényezők, Gibbs-féle fázisszabály stb). 2. Egykomponensű anyag termodinamikai elemzése. 3. Csiraképződés termodinamikája. Homogés és heterogén magképződés 4. A kristályosodás fajtái. 5. Egykristály előállítása. 6. Szilárd oldat fogalma, fajtái. A szubsztituciós szilárd oldat keletkezésének feltételei. 7. Intermetallikus vegyületek fajtái, tulajdonságai. 8. Eutektikum és eutektoid fogalma, taulajdonságai. 9. Szilárd oldat fogalma, fajtái. A szubsztitúciós szilárd oldat keletkezésének feltételei. 10. Intermetallikus vegyületek fajtái, tulajdonságai. Roncsolásmentes anyagvizsgálat 1. Követelmények a roncsolásmentes hibakimutató eljárásokkal szemben. 2. A vizsgálati eljárás kiválasztásának szempontjai. 3. Szemrevételezéses ill. endoszkópos vizsgálatok. 4. Festékbehatolásos vizsgálat. 5. Mágneses repedésvizsgálat. 6. Örvényáramú hibakereső vizsgálatok. 7. Ultrahangos vizsgálatok. 8. Röntgen- ill. izotópos vizsgálatok. 9. Akusztikus emissziós vizsgálat. 10. A roncsolásmentes vizsgálatok megbízhatósága. Mikroszkópi és finomszerkezeti vizsgálatok 1. Röntgensugárzás keltése, fajtái, szűrés, monokromatizálás. 2. A röntgendiffrakció alapelve, Bragg-egyenlet. 3. Röntgendiffrakciós vizsgálati eljárások. Milyen információ származhat egy röntgendiffrakciós vizsgálatból? 4. A transzmissziós elektronmikroszkóp működési elve, analógia és eltérés az optikai mikroszkóphoz képest. 5. A termoemissziós elektronágyú felépítése, működése. 6. Elektromágneses lencsék. 7. A transzmissziós elektronmikroszkóp üzemmódjai. Milyen információkat szolgáltat? 8. A pásztázó alagútmikroszkóp és az atomerő-mikroszkóp működési elve. Milyen információt szolgáltatnak? 9. A pásztázó elektronmikroszkóp működési elve, a leggyakoribb válaszjelek. Mire használható? 10. Az elektronsugaras mikroanalízis működési elve és alkalmazása.

163

11. Optikai mikroszkóp működése, felbontóképessége. Mintaelőkészítés optikai mikroszkópos vizsgálatokhoz. Milyen információt szolgáltat? Mágneses és elektromos tulajdonságok 1. Fémek, ötvözetek fajlagos ellenállását befolyásoló tényezők. 2. A hőmérséklet hatása a fémes anyagok villamos vezetőképességére. 3. Az ötvözés hatása a fémes anyagok villamos vezetőképességére. 4. A képlékeny alakítás hatása a fémes anyagok villamos vezetőképességére. 5. A megújulási- és az újrakristályosodási folyamat hatása a fémes anyagok villamos vezetőképességére. 6. Fémes vezeték- és ellenállásanyagok. 7. A sávszerkezet kialakulásának okai, jellegzetes alaptípusai. Félvezetők vezetési tulajdonságai. 8. Elemi és ötvözött félvezetők vezetési jellemzői, jellegzetes tulajdonságai. 9. A dia- és a paramágneses anyagok tulajdonságai. 10. A rendezett szerkezetű mágneses anyagok típusai. 11. A mágneses hiszterézisgörbe és a belőle származtatható fontosabb jellemzők. 12. Lágymágneses anyagcsaládok, elvárások, jellemzők. 13. Keménymágneses anyagcsaládok, elvárások, jellemzők. Korrózió. Különleges anyagok 1. A szemcsehatárok csoportosítása. Különleges szemcsehatárok tulajdonságai, a CSLmodell. 2. Szemcsehatár-tulajdonságok tudatos módosítása, speciális szemcsehatár-szerkezet létrehozása termomechanikus kezelésekkel. 3. Az alakemlékezés jelensége, oka, mechanizmusa. 4. Alakemlékező ötvözetek és alkalmazásuk. 5. Fémüvegek tulajdonságai, előállításuk, alkalmazásuk. 6. Lézeres felületkezelési eljárások. 7. A korrózió definíciója, alaptípusai. 8. Elektrokémiai korrózió, standardpotenciál, galváncella. 9. Elektrokémiai korrózió típusai. 10 Kémiai korrózió kialakulása, típusai.

164

Példa feladatok

165

1

Kristálytan

1. Egy f.k.k egykristályt F húzóerő terhel a  231 iránnyal párhuzamosan. Határozza meg, hogy az alábbi csúszási rendszerek közül melyikben indul meg a képlékeny alakváltozás. a) 0 11 1 1 1  , b) 011 1 11 , c) 1 10 11 1  . Megoldás: (Megoldás: SchmidTenyezo.mws) Abban a csúszási rendszerben indul meg leghamarabb a képlékeny alakváltozás, amelyik Schmid-tényezője a legnagyobb. A Schmid tényező definíció szerint: m  cos cos   Ahol a terhelő erő iránya és a csúszási sík normálisa által bezárt szög,  a terhelő erő iránya és a csúszási irány által bezárt szög (lásd az ábrát a jobb oldalon). Vektor geometriából ismert, hogy, ha adott két, közös pontból induló a és b vektor és a köztük lévő szög  , akkor a szög koszinusza:

cos   

a b , ab ahol a számlálóban a két vektor skaláris szorzata szerepel. Így esetünkben a következők alkalmazhatók: F n cos   Fn cos   

F g F g

Itt figyelembe vettük, hogy egy sík (jelen esetben a csúszási sík) Miller indexe azonos a sík normálisának Miller indexével. Ezekkel az adott rendszerekre a Schmid-tényező értékei: 6 4 6 5 6  0,3499 , c)  a)  0,4666 , b)   0,2916 . 7 21 42 A negatív értékeknek abszolút értékét kell venni. Így az „a” rendszerben indul meg leghamarabb a csúszás. 2. Egy fkk egykristályra ható húzófeszültség párhuzamos a [001] iránnyal. Az 111101 csúszási rendszerben a képlékeny alakváltozás akkor indul meg, amikor a húzófeszültség   1,1MPa . Határozza meg a kritikus csúsztató feszültséget. Megoldás: (Megoldás: SchmidTenyezo.mws) Az előző példa alapján a csúszási rendszer Schmidt tényezője meghatározható. Ezt kiegészítjük az alábbi tanultakkal: a csúszás megindulásához szükséges csúsztató feszültség kritikus értéke a Schmid-tényező és a normális feszültség (  ) szorzata:  krit  m Így:   0,1833 6  0,4491 MPa.

 

krit

166

3. Egy tiszta fém T hőmérséklet alatt tkk, felette fkk szerkezetű. Mekkora az allotróp átalakulás okozta térfogatváltozás, ha a legközelebbi szomszédok távolsága állandónak tekinthető. Megoldás: A feladatban megfogalmazott peremfeltétel azt jelenti, hogy a rácsokat alkotó bázisok képzeletbeli befoglaló átmérője ( d ) azonos. Ki kell fejeznünk az FKK és a TKK rács térfogatát. Ha a rácsparaméter a akkor a köbös rács térfogata: V  a3 A feladat megoldásához tehát a rácsparamétert kell meghatároznunk, célszerűen a bázisok átmérőjének függvényében. FKK rács esetén egy lapátló mentén 3 bázis érintkezik. Ezek együtt 2d távolságot (a lapátló hossza) testesítenek meg. A lapátló hosszát kifejezhetjük a rácsparaméterrel is, annak 2 -szerese. Összefoglalva írhatjuk, hogy: 2 8 a FKK 2  2d  a FKK  d  VFKK  d3 2 2 2 Ugyanilyen gondolat menettel a TKK rácsra (a 2d távolság most térátlónak felel meg, amely a rácsparaméter 3 -szorosa): 2 8 3 aTKK 3  2d  aTKK  d  VTKK  d 3 3 3 A következő arányosságot állítjuk fel: VFKK  VTKK 100  83,7117% VTKK a térfogatváltozás százalékos értéke. 4. Valamely fémes anyag sűrűsége az alábbi összefüggéssel számítható ki:   nA/ Vc N A    nA /(Vc N A ) , ahol n az elemi cellához tartozó atomok száma, A az atomsúly (g/mol), V az elemi C

cella térfogata, NA az Avogadro-féle szám (6,023 x1023/mol). Állapítsa meg az alábbi három hipotetikus anyagról, hogy fkk, tkk vagy egyszerű köbös rácshoz tartozik. Anyag Atomsúly [g/mol] Sűrűség [g/cm3] Atomsugár [nm] A

43,1

6,4

0,122

B

184,4

12,3

0,146

C 91,6 9,6 0,137 Megoldás: (Megoldás: Surusegszamitas.mws) Az elemi cellához tartozó bázisok száma (n) egyszerű köbös esetben 1, TKK esetében 2, FKK esetében pedig 4. A térfogatok az atomátmérőkkel kifejezve, lásd előző feladat, egyszerű köbös esetben az atomok oldalél mentén érintkeznek, vagyis a=d) VEK  d 3 8 3 VTKK  d 3 3 8 3 VFKK  d 2 2 A megadott egyenletbe ezeket sorra helyettesítjük, ha helyettesített térfogattípusnál kereken kijön a hozzá tartozó n érték megtaláltuk a rácstípust. Ezek alapján A:TKK, B:EK, C:TKK 167

5. Valamely fémes anyag sűrűsége az alábbi összefüggéssel számítható ki:   nA/ Vc N A  , ahol n az elemi cellához tartozó atomok száma, A atomsúly (g/mol), V c az elemi cella térfogata, NA az Avogadro féle szám (6,023 x1023/mol). Az Indium tetragonális kristálycellával rendelkező fém. A rácsparaméterek a=0,459 nm és c=0,495 nm. A rács térkitöltési tényezője 0.69, és az atomrádiusz r=0,1625 nm. a.) Határozza meg az egy cellához tartozó atomok számát, b.) Határozza meg a sűrűséget, ha az atomsúly 114,82 g/mol. Megoldás: A térkitöltési tényező a cellában található atomok térfogatának és az elemi cella térfogatának hányadosa. Az atomok gömbökkel közelíthetőek, egy atom térfogata így 4 Vatom  r 3 3 A tetragonális rács elemi cellája egy a oldalú négyzet alapú, c magasságú téglatest, amelynek térfogata Velemi  a 2 c Ezekkel a térkitöltési tényező, figyelembe véve, hogy egy elemi cella n darab atomot tartalmaz nV V 3Ta 2 c T  atom  n  T elemi   4,0034  4 Velemi Vatom 4r 3 Ezzel a sűrűség számíthatóvá válik g 4  114,82 nA g g mol    7,312  10 21  7,312 3 3 1 Velemi N A nm cm 0,459 2 nm 2 0,495nm  6,023  10 23 mol 6. Határozza meg a f.k.k elemi cellához rendelhető primitív elemi cella transzlációs vektorainak Miller-indexeit. Megoldás: A transzlációs vektor definíció szerint egy kiválasztott alapatomból a vele szomszédos atomba mutató helyvektor. FKK rács esetében ez lehet egy oldalél mentén szomszédos atom, egy a lapátló mentén szomszédos atom vagy egy a térátló mentén szomszédos atom. Ha kiinduló atomnak az origóban levő atomot választjuk, akkor a következő megállapításokat tehetjük. Az oldalélek mentén haladva az < 100 >a vektorok felelnek meg a transzlációs vektoroknak, ahol a a rácsparaméter. a A lapátlók mentén haladva az < 110 > vektorok felelnek meg a transzlációs vektoroknak, ahol a a 2 rácsparaméter. a A térátlók mentén haladva a < 111> vektorok felelnek meg a transzlációs vektoroknak, ahol a a 2 rácsparaméter.

168

7. Határozza meg az fkk egykristályban az A csúszósík Miller-indexét. Ábrázoljon ebben a csúszósíkban egy csúszási irányt és határozza meg ennek a csúszási rendszernek a Schmid-tényezőjét annak figyelembevételével, hogy az egykristályra ható terhelő erő a b vektorral párhuzamos.

Megoldás: (Megoldás: SchmidTenyezo.mws) A síkok Miller indexét úgy határozzuk meg, hogy a síkot kitoljuk az origóból (ezt most nem kell, mert nincs az origóban), leolvassuk a tengelyekkel vett metszetét, mjad annak vesszük a reciprokát és egészre felszorozzuk, ha szükséges. Jelen esetben a tengelymetszetek: 1, 1 és -1, így a Miller index: ( 111 ). Megjegyzés: a Miller index negatív koordinátáit – szokás szerint – felülvonással jelöljük az előjel helyett. Irányok Miller indexét úgy határozzuk meg, hogy az adott vektort betoljuk az origóba, majd leolvassuk a végpontjának koordinátáit. Például a b esetében a Miller index [ 001 ]. Csúszási irány egy adott csúszási síkban az atomokkal legsűrűbben rakott irány. Jelen esetben például (FKK rendszer miatt) a [ 011 ] irány (a hozzánk legközelebb eső lap átlója, amely balra-lefelé mutat). A fentiek és az eddig tanultak alapján a csúszási redszer Schmid-tényezője: m=0,4491. 8. Fkk egykristályban a két berajzolt csúszósíkon egy – egy diszlokáció mozog (Burgers vektor iránya az ábrán bejelölve). Határozza meg a) a csúszósíkok és a Burgers vektorok Miller-indexét b) A diszlokáció reakcó eredményeként létrejövő új diszlokáció Burgers vektorát, és diszlokációs vonalát

z

y x

Megoldás: A síkok Miller indexe ( 111) és ( 111 ) a két irány Miller indexe [ 101 ] és [ 011 ]. Ha a Burgers a vektorukra van szükség, akkor ezek szorzandók -vel. 2 a Az eredő Burgers vektor a kiinduló Burgers vektorok összege: [ 110 ] . 2 Ennek diszlokációs vonala a két sík metszésvonala, melynek Miller-indexe: [ 110 ], amely a ( 001 ) síkban fekszik, ez az FKK rendszerben nem csúszósík (Lomer-gát).

169

9. Egy f.k.k. egykristályban a két berajzolt csúszósíkon egy-egy diszlokáció mozog (Burgers vektoruk iránya az ábrán bejelölve). Határozza meg: a) a csúszósíkok és a Burgers vektorok Miller-indexeit b) a diszlokáció reakcó eredményeként létrejövő új diszlokáció Burgers vektorát és diszlokációs vonalát

z

y x

Megoldás: A síkok Miller indexe ( 111) és ( 111 ) a két irány Miller indexe [ 011 ] és [ 101 ]. Ha a Burgers a vektorukra van szükség, akkor ezek szorzandók -vel. 2 a Az eredő Burgers vektor a kiinduló Burgers vektorok összege: [ 110 ] . 2 Ennek diszlokációs vonala a két sík metszésvonala, melynek Miller-indexe: [ 110 ], amely a ( 001 ) síkban fekszik, ez az FKK rendszerben nem csúszósík (Lomer-gát). 10. Határozza meg a tkk. egykristályban az a irányvektor Miller-indexét. Az irányvektor egyben az egykristály egyik csúszósíkjának normális vektora. Ábrázolja ezt a csúszósíkot, és határozza meg a síkhoz tartozó egyik csúszási rendszert és annak Schmid-tényezőjét, ha az egykristályra ható terhelő erő a b vektorral párhuzamos. Megoldás: (Megoldás: SchmidTenyezo.mws) Az a Miller indexe: [ 101], ez egybeesik a csúszósík normálisával (az eddig terminológiánk szerint n ). Így az ábrázolandó csúszósík Miller-indexe ( 101), ez merőleges az a -ra. A TKK rács ezen síkjában az egyik csúszási irány (atomokkal legsűrűbben rakott egyenes ebben a síkban) Miller-indexe: [ 111 ]. Ez tehát az egyik, tetszőlegesen megválasztott csúszási irány, eddigi terminológiánk szerint a g -nak felel meg (Választhatnánk más ebbe a síkba eső, atomokkal legsűrűbben rakott irányt is. Ezekből összesen 4 darab van.). A b Miller indexe: [ 011 ], ez egybesik a terhelő erő irányával a feladat szerint, tehát eddigi terminológiánk szerint F . Ezek ismeretében meghatározható a választott csúszási rendszer Schmid-tényezője, m=0,4491. 11. Ismertesse az összefüggést az atomátmérő és a rácsállandó között a. primitív köbös b. FKK c. TKK rács esetén! 170

12. Ideális szorosan pakolt hexagonális rács esetén számítsa ki a c/a arányt! 13. Számítsa ki a térbeli kitöltési tényező értékét a. primitív köbös b. FKK c. TKK rács esetén! 14. Rajzoljon fel egy ortorombos elemi cellát, és ábrázolja benne a [211] irányt! 15. Mekkora egy FKK elemi cellában az (543) és a (972) sík által bezárt szög? 16. Mi a Miller-indexe egy TKK rácsban a (200) és a (311) sík metszésvonalának? 17. Egy diszlokáció Burgers-vektora az FKK rendszerben [1 -1 0]. Adja meg a diszlokáció egy lehetséges irányvektorát! 18.Számítsa ki a síkbeli kitöltési tényező értékét a TKK rendszerben az (100) és az (110) síkokra! 19. Egy tetragonális elemi cella rácsállandói 3nm illetve 5 nm. Adja meg annak a síknak a Millerindexeit, amely az x, y és z tengelyt rendre 3nm, 6nm és 2,5 nm-nél metszi! 20. Az indiumnak tetragonális elemi cellája van, melynek rácsállandói 0,459nm és 0,495 nm. A térbeli kitöltési tényező 0,693, az atomátmérő 0,1625 nm. Hány atom van az elemi cellában? 21 Számítsa ki a palládium atom átmérőjét! A palládiumnak FKK rácsa van, sűrűsége 12 g/cm3, atomsúlya 106,4 g/mol. 22. Az ólom atomátmérője 0,175 nm. Számítsa ki az elemi cella térfogatát! 23. Hol található a legnagyobb rácshézag egy primitív köbös cellában? Mekkora a nagysága? 24. Mennyi a koordinációs száma a primitív köbös, az FKK és a TKK rácsnak?

171

2

Szakítóvizsgálat

1. Egy d0=10 mm kezdeti átmérőjű próbatest szakítása során az alábbi adatokat mérték: Fp0,2=22000 N, Fm=29000 N, Fu=23000 N, Z=60%, dm= 9,2 mm. Határozza meg a valódi feszültség – valódi alakváltozás rendszerben a 3 erőhöz tartozó alakváltozás és feszültség értékét, valamint a fajlagos törési munka közelítő értékét. Megoldás: (Megoldás: Szakitovizsgalat1.mws) Az első pont az egyezményes folyáshatár. A jelölésben szereplő 0,2 azt jelenti, hogy a jelölt erőértéket az   0,2%  0,002 mérnöki alakváltozás esetén mérték. Ennek ismeretében meghatározható előbb a  p 0, 2 valódi alakváltozás, majd ebből a d p 0, 2 átmérő és a  p 0, 2 valódi feszültség. Egyrészről  p 0, 2  ln(1   )  0,001998 Másrészről

d0 d  d p 0, 2   p00 , 2  9,9900 mm d p 0, 2 e 2 Az aktuális átmérő segítségével számítható a valódi feszültség F 4F 4F  p 0, 2  p 0, 2  2 p 0, 2  280,67  R p 0, 2  2p 0, 2  280,11 MPa S p 0, 2 d p 0, 2 d0  A második pont a maximális erőhöz tartozó pont, Itt a következő összefüggések érvényesek d  m  2 ln m  0,1168 d0 és F 4F  m  m  2 m  436,25 MPa S m d m A harmadik pont a szakadás előtti utolsó pont. Ez esetben meg határozzuk a ponthoz tartozó keresztmetszetet. A kontrakcióból adódik, hogy S  Su Z 0  Su  S 0 (1  Z )  31,4159 mm2 S0 Ezzel írható a logaritmikus alakváltozás egyik formulája S u  0  0,9163 Su valamint a valódi feszültség szokásos alakja F  u  u  732,11 MPa Su Ezzel a három pontban meghatároztuk a valódi feszültség (σ) – valódi alakváltozás (φ) pontpárok értékeit. Ezek σ – φ diagramban ábrázolhatóak. A diagram alatti terület egyenlő a fajlagos törési munkával. A fajlagos törési munkát azonban közelítő képlettel is számolhatjuk (Gillemot, trapéz formula) R u Wc  m u  399,73 J/cm3 2 Megjegyzések:

 p 0, 2  2 ln

172

-az erő értékeket minden esetben N-ban, a geometriai méreteket mm-ben (a keresztmetszeteket mm2-ben) helyettesítettük. Így a feszültségek mértékegysége N/mm2, vagyis MPa lesz, az alakváltozások pedig dimenzió nélküliek. A fajlagos törési munka esetében a feszültségeket MPaban, az alakváltozást dimenzió nélkül helyettesítettük, így J/cm3 adódik (kis utánaszámolással). -Számításkor a kontrakciót (és az alakváltozásokat sem) százalékos alakban használjuk, így a Z=60% helyett Z=0,6-et kell helyettesíteni (ugyanígy az alakváltozásoknál is, ha ilye fordul elő, pl: ε=40% helyett ε=0,4). -a feladat önálló, ismételt megoldása előtt célszerű az alakváltozásra és egytengelyű feszültségi állapotra vonatkozó összefüggéseket kigyűjteni mind a mérnöki, mind pedig a valódi rendszer esetében. Ezek kombinatív, problémamentes kezelése esetén a szakítóvizsgálati példák könnyen megoldhatókká válnak. (Ezek ismeretében erre a feladatra is található más megoldás, amely a helyes értékeket adja vissza.) 2. Egy d0=10 mm kezdeti átmérőjű próbatest szakítása során az alábbi adatokat mérték: F p0,2=21000 N, Fm=28000 N, Fu=23000 N, Z=50%, dm=9,4 mm. Határozza meg a valódi feszültség – valódi alakváltozás rendszerben a 3 erőhöz tartozó alakváltozás és feszültség értékét, valamint a fajlagos törési munka közelítő értékét. Megoldás: (Megoldás: Szakitovizsgalat1.mws) A megoldás menete az 1. feladatéval azonos. Az eredmények σp0,2=267,92 MPa σm=403,47 MPa σu=585,69 MPa φp0,2=0,001998 φm=0,1238 φu=0,6931 3 Wc=279,66 J/cm 3. Egy d0=10 mm átmérőjű próbatest szakítása során az alábbi adatok ismertek. Fp0,2=23000 N, Fm=27000 N, Fu=20500 N, Z=65%, dm=9,2 mm. Határozza meg a valódi feszültség – valódi alakváltozás rendszerben a 3 erőhöz tartozó alakváltozás és feszültség értékét, valamint a fajlagos törési munka közelítő értékét. Megoldás: (Megoldás: Szakitovizsgalat1.mws) A megoldás menete az 1. feladatéval azonos. Az eredmények σp0,2=293,43 MPa σm=406,16 MPa σu=745,75 MPa φp0,2=0,001998 φm=0,1668 φu=1,0498 Wc=426,40 J/cm3 4. Egy d0=10 mm átmérőjű próbatest szakítása során az alábbi adatok ismertek. Fp0,2=25000 N, Fm=28500 N, Fu=23000 N, Z=65%, dm=9,1 mm. Határozza meg a valódi feszültség – valódi alakváltozás rendszerben a 3 erőhöz tartozó alakváltozás és feszültség értékét, valamint a fajlagos törési munka közelítő értékét. Megoldás: (Megoldás: Szakitovizsgalat1.mws) A megoldás menete az 1. feladatéval azonos. Az eredmények σp0,2=318,95 MPa σm=438,20 MPa σu=836,70 MPa φp0,2=0,001998 φm=0,1886 φu=1,0498 3 Wc=460,03 J/cm

173

5. Egy d0=10 mm átmérőjű próbatest szakítása során az alábbi adatok ismertek. Fp0,2=22000 N, Fm=27000 N, Fu=21000 N, Z=55%, dm=9,3 mm. Határozza meg a valódi feszültség – valódi alakváltozás rendszerben a 3 erőhöz tartozó alakváltozás és feszültség értékét, valamint a fajlagos törési munka közelítő értékét. Megoldás: (Megoldás: Szakitovizsgalat1.mws) A megoldás menete az 1. feladatéval azonos. Az eredmények σp0,2=280,67 MPa σm=397,47 MPa σu=594,18 MPa φp0,2=0,001998 φm=0,1451 φu=0,7985 Wc=295,95 J/cm3 6. Egy d0=10mm átmérőjű próbatest elszakítása után az alábbi adatok ismertek. Fp0,2=25000 N, Fm=28550 N, Fu=23150 N, Z=75%, dm=9,15 mm. Határozza meg a valódi feszültség–valódi alakváltozás rendszerben a 3 erőhöz tartozó alakváltozás és feszültség értékét, valamint a fajlagos törési munka közelítő értékét. Rajzolja fel a 3 pontot egy közelítő diagramban, és jelölje be a fajlagos törési munka területét Megoldás: (Megoldás: Szakitovizsgalat1.mws) A megoldás menete megegyezik az 1. feladatéval, az eredmények a következők σp0,2=318,95 MPa σm=434,18 MPa σu=1179,02 MPa φp0,2=0,001998 φm=0,1777 φu=1,3863 Wc=552,92 J/cm3 Ezután a feladat kiegészül egy diagram felrajzolásával (σ – φ diagram). Ezt három pont segítségével közelítőleg megtehetjük, jellegre helyesen. A diagram folyamatosan emelkedik és a σu – φu pontpárnál határozottan vége van, nem szabad tovább húzni. A görbe alatti terület a fajlagos törési munkának. 7. Egy d0=10mm átmérőjű próbatest elszakítása után az alábbi adatok ismertek. Fp0,2=25080 N, Fm=28500 N, Fu=23050 N, Z=65% d m = 9,05mm. Határozza meg a valódi feszültség–valódi alakváltozás rendszerben a 3 erőhöz tartozó alakváltozás és feszültség értékét, valamint a fajlagos törési munka közelítő értékét. Rajzolja fel a 3 pontot egy közelítő diagramban, és jelölje be a fajlagos törési munka területét. Megoldás: (Megoldás: Szakitovizsgalat1.mws) A megoldás menete megegyezik az 6. feladatéval, az eredmények a következők σp0,2=319,97 MPa σm=443,06 MPa σu=838,52 MPa φp0,2=0,001998 φm=0,1996 φu=1,0498 3 Wc=423,04 J/cm Ezután a feladat kiegészül egy diagram felrajzolásával (σ – φ diagram). Ezt három pont segítségével közelítőleg megtehetjük, jellegre helyesen. A diagram folyamatosan emelkedik és a σu – φu pontpárnál határozottan vége van, nem szabad tovább húzni. A görbe alatti terület a fajlagos törési munkának.

174

8. Egy szakító vizsgálatból (d0=10 mm, L0=10 d0) az alábbi adatokat ismerjük: Fp0,2=6300 N, Z=75%, Fm= 11500 N. A próbatestre felvitt d0 hosszúságú jelek hossza a szakítás után a következő: 11, 11, 11, 12, 13, 16, 13, 12, 11, 11 mm. Határozza meg az Rp0,2, m, m, u, és A11,3 mérőszámokat. Megoldás: (Megoldás: Szakitovizsgalat2.mws) Az egyezményes folyáshatárohoz tartozó feszültség a mérnöki rendszerben: Fp 0 , 2 4 Fp 0 , 2 R p 0, 2   2  80,21 MPa S0 d0  A maximális erőhöz tartozó valódi feszültséget kell meghatároznunk a következő lépésben. Ehhez ismerni kell a maximális erőhöz tartozó keresztmetszetet (Sm). Ehhez felhasználjuk a térfogatállandóságot S 0 l0  S m l m Az összefüggésben S0 a kezdeti keresztmetszet, Sm a maximális erőhöz tartozó keresztmetszet, l0 a próbatestre felvitt d0 hosszúságú jelek hossza a kezdeti állapotban (10 mm), l m a próbatestre felvitt hossz a szakadás után, a próbatest nem kontrahált részén (jelen esetben 11 mm). Így l S m  S 0 0  71,40 mm2 lm F  m  m  161,06 MPa Sm Ugyanebben a pontban a mérnöki alakváltozás l l  m  m 0 100  10 % l0 Az utolsó ponthoz tartozó valódi rendszerben vett alakváltozás meghatározásához ki kell számítanunk az utolsó pontban érvényes teherviselő keresztmetszetet. Ezt a kontrakció összefüggését felhasználva tesszük S  Su Z 0  Su  S 0 (1  Z )  19,6349 mm2 S0 és S u  ln 0  1,3863 Su A szakadási nyúlás (A11,3) százalékos értékének meghatározása definíció alapján L  L0 A11,3  u 100  21 % L0 A fenti összefüggésben Lu a próbatestre felvitt jelek szakadás utáni hosszának összege (jelen esetben 121 mm) 9. Egy szakító vizsgálatból (d0=10 mm, L0=10 d0) az alábbi adatokat ismerjük: Fp0,2=6500 N, Z=85%, Fm= 11000 N. A próbatestre felvitt d0 hosszúságú jelek hossza a szakítás után a következő: 11, 11, 11, 12, 13, 16, 13, 12, 11, 11 mm. Határozza meg az Rp0,2, m, m, u, és A11,3 mérőszámokat. Megoldás: (Megoldás: Szakitovizsgalat2.mws) A megoldás menete teljes egészében megegyezik a 8. példa megoldásáéval. Az eredmények Rp0,2=82,76 MPa σm=154,06 MPa εm=10 % φu=1,8971 A11,3=21 %

175

10. Egy szakító vizsgálatból (d0=10 mm, L0=5 d0) az alábbi adatokat ismerjük: Fp0,2=6500 N, Z=72%, Fm=11900 N. A próbatestre felvitt d0 hosszúságú jelek hossza a szakítás után a következő: 11, 12, 16, 12, 11 mm. Határozza meg az Rp0,2, m, m, u, és A11,3 mérőszámokat. Megoldás: (Megoldás: Szakitovizsgalat2.mws) A megoldás menete teljes egészében megegyezik a 8. példa megoldásáéval. Az eredmények Rp0,2=82,76 MPa σm=166,67 MPa εm=10 % φu=1,2730 A11,3=24 % 11. Egy szakítóvizsgálat alábbi adatai alapján, négy pont adatainak kiszámítása után rajzolja meg közelítően a  = f () diagramot (d0=10 mm, L0=10 d0), Fp0,2=22500 N, F1=31600 N, Fu=31000 N, Rm= 450 MPa L1=104 mm, m= 0.16, Z=50%, segítségül: ψ =(S0-S)/S0. Megoldás: (Megoldás: Szakitovizsgalat3.mws) Az 1. feladatban tanultak alapján kiszámíthatjuk az egyezményes folyáshatár pontjára jellemző alakváltozás és feszültség mennyiségeket. Némileg eltérő, de lényegében azonos megoldás a következő  p 0, 2  ln 1     0,001998 Ennek segítségével az egyezményes folyáshatárhoz tartozó keresztmetszet (az 1. feladatban meghatározott átmérő helyett, itt jelentkezik az eltérés, egyszerűsítés, ezért fontos az összefüggések teljeskörű ismerete) S S  p 0, 2  ln 0  S p 0, 2   p00 , 2  78,3831 mm2 S p 0, 2 e Így a feszültség meghatározható F  p 0, 2  p 0, 2  287,05 MPa S p 0, 2 A következő (1-es jelű) pontban az alakváltozás a valódi rendszerben definíció szerint L 1  1  0,0392 L0 Ebből meghatározható az 1-es pontra jellemző keresztmetszet az előzőekben alkalmazottak szerint S S 1  ln 0  S1  01  75,5191 mm2 S1 e Amivel a valódi feszültség az 1-es jelű pontban F  1  1  418,44 MPa S1 A maximális erőhöz tartozó pontban a megadott segédösszefügéssel (a keresztmetszetváltozás általános összefüggése, ennek kitüntetett pontban (az utolsó pontban) vett formája a kontrakció) meghatározható a keresztmetszet S S  m  0 m  S m  S 0 (1  m )  65,9724 mm2 S0 Ezt felhasználva az alakváltozás S  m  ln 0  0,1744 Sm

176

A feszültség meghatározásához meg kell határoznunk a maximális erőt is, ezt a szakítószilárdság alapján tesszük F Rm  m  Fm  Rm S 0  35342,92 MPa S0 F  m  m  535,71 MPa Sm Végezetül az utolsó pontban a kontrakciót felhasználva meghatározható a szakadás előtti utolsó ponthoz tartozó keresztmetszet S  Su Z 0  Su  S 0 (1  Z )  39,2699 mm2 S0 Amivel az alakváltozás és a feszültség valódi rendszerben S u  ln 0  0,6931 Su F  u  u  789,41 MPa Su A négy σ – φ pontpárt felhasználva a kért diagram jellegre helyesen felrajzolható.

177

3

Törésmechanika

1. Egy 190 mm széles nagyszilárdságú alumíniumötvözetből készült vastag lemezben 75 mm hosszú, a lemez közepén elhelyezkedő repedés van. (2a hosszú centrális repedés 2W szélességű lemezben) a a2 1  0.326 2 2W W K I   terh a a 1 W a) Mekkora az ötvözet törési szívóssága, ha az instabil repedésterjedés 100 MPa terhelő feszültségnél következik be? b) Mekkora feszültség okozna törést ebben a lemezben, ha annak kiterjedése végtelen, illetve ha 120 mm széles (a repedés mérete ugyanaz) ? Megoldás: (Megoldas: Toresmechanika1.mws) a feladat megoldásánál arra kell vigyázni, hogy a 190 mm 2W-nek felel meg, vagyis W=95 mm, a 75 mm pedig 2a-nak felel meg, vagyis a=37,5 mm. Ezeket és a terhelő feszültséget behelyettesítve kapjuk a törési szívósságra, hogy a a2 1  0.326 2 2W W  1190,65 Nmm-3/2 K I   terh a a 1 W Ha a lemez 120 mm széles lenne (W=60 mm), akkor ugyanezen lemez esetén úgy kapjuk meg a kritikus terhelő feszültséget, hogy a megadott összefüggésbe a kapott törési szívósságot és az új lemez szélességet visszahelyettesítjük, így  W 120  82,44 MPa Ugyanígy járunk el végtelen szélességű lemez esetében is, akkor a W tart végtelenbe. Az adott összefüggésnek eszerinti határértékét kell venni, így egyszerűsödik K I   terh a Amiből a feszültség meghatározható  W   109,70 MPa 2. Egy 190 mm széles (2W) nagyszilárdságú alumíniumötvözetből készült vastag lemezben két darab 30 mm hosszú (a), a lemez szélén egymással szemben elhelyezkedő repedés van. a a3 1.12  0.61  0.13 3 W W K I   terh a a 1 W a) Mekkora az ötvözet törési szívóssága, ha az instabil repedésterjedés 100 MPa terhelő feszültségnél következik be? b) Mekkora feszültségnél okozna törést ugyanazon méretű repedés, ha a lemez szélessége 120 mm ?

178

Megoldás: (Megoldas: Toresmechanika1.mws) A megoldás menete ugyanaz, mint az 1. példa esetében, csak más az alapösszefüggés és az adatok. Tekintettel kell lenni a és W pontos meghatározására, úgy, ahogy az a feladatban le van írva. Az eredmények KI=1093,22 Nmm-3/2  W 120  95,79 MPa  W   112,61 MPa 3. Egy 190 mm széles nagyszilárdságú alumíniumötvözetből készült vastag lemezben 75 mm hosszú, a lemez közepén elhelyezkedő repedés van. 2a hosszú centrális repedés W szélességű lemezben 1/ 2    a  K I   terh W tan   

 W 

(a tangens argumentumát radiánban kell behelyettesíteni). a.) Mekkora az ötvözet törési szívóssága, ha az instabil repedésterjedés 100 MPa terhelő feszültségnél következik be? b.) Mekkora feszültségnél okozna törést ugyanazon méretű repedés végtelen kiterjedésű illetve 120 mm széles nagyszilárdságú alumíniumötvözetben ? Megoldás: (Megoldas: Toresmechanika1.mws) A megoldás menete ugyanaz, mint az 1. példa esetében, csak más az alapösszefüggés és az adatok. Tekintettel kell lenni a és W pontos meghatározására, úgy, ahogy az a feladatban le van írva. Az eredmények KI=1164,72 Nmm-3/2  W 120  86,91 MPa  W   107,31 MPa 4. Egy 200 mm széles nagyszilárdságú alumíniumötvözetből készült vastag lemezben 78 mm hosszú, a lemez közepén elhelyezkedő repedés van. (2a hosszú centrális repedés W szélességű lemezben 1/ 2

   a  K I   terh W tan    W  

)

a) Mekkora az ötvözet törési szívóssága, ha az instabil repedésterjedés 100 MPa terhelő feszültségnél következik be? b) Mekkora feszültségnél okozna törést ugyanazon méretű repedés végtelen kiterjedésű, illetve 120 mm széles nagyszilárdságú alumíniumötvözetben? Megoldás: (Megoldas: Toresmechanika1.mws) A megoldás menete ugyanaz, mint az 1. példa esetében, csak más az alapösszefüggés és az adatok. Tekintettel kell lenni a és W pontos meghatározására, úgy, ahogy az a feladatban le van írva. Az eredmények  W 120  84,72 MPa  W   107,11 MPa KI=1185,59 Nmm-3/2 5. Egy alumíniumötvözet folyáshatára 400 MPa a vizsgált széles lemezben. A centrális repedés hossza 25,4 mm 200 MPa törési feszültség esetén. Határozza meg az ötvözet törési szívósságát, ha a) Ideális lineáris rugalmas viselkedést tételezünk fel. 1 K I2 b) Képlékenységi korrekciót alkalmazunk ( rp  ) 2 Re2 Számítsa ki 180 MPa törési feszültséghez tartozó kritikus repedéshosszat képlékenységi korrekció alkalmazása esetében.

179

Megoldás: (Megoldás: Toresmechanika3.mws) Ideális lineáris rugalmas viselkedés esetén a törési szívósság K Ic   t a  1263,3 Nmm-3/2 Ha képlékenységi korrekciót alkalmazunk akkor az egyenlet a következőképpen alakul 2  1  K Ic      K Ic   t  (a  rp )   t  a   2  Re     Az egyenletet megoldva KIc-re megoldva másodfokú egyenletet kapunk, amely gyökei közül természetesen a pozitívat keressük K Ic   t a  1350,53 Nmm-3/2 Végezetül a repedéshosszat (a) kell meghatároznunk a képlékenységi korrekciót tartalmazó esetben. Így a módosítást tartalmazó második képletből kell kifejeznünk a repedéshosszat, 180 MPa-os terhelő feszültség (σt) esetén 2 2 2 1  K Ic  1   K Ic  1  K Ic     rp        16,10 mm a p      t      t  2  Re    

6. Egy húzással terhelt lemezben az anyagvizsgálat során 35 mm hosszú repedést találtak. A repedés méretéhez képest a lemez kiterjedése végtelennek tekinthető. Mekkora az instabil repedésterjedést okozó átlagos húzófeszültség a) A lineáris rugalmas törésmechanika alkalmazásával 2

b)

A képlékenységi korrekció alkalmazásával ( r p  1 2

 KI    )  R p 0.2   

Az anyag törési szívóssága K I c = 1700 Nmm-3/2, egyezményes folyáshatára R p 0.2 = 440 MPa Megoldás: (Megoldás: Toresmechanika4.mws) Az első esetben a következő összefüggést alkalmazhatjuk K Ic   t a Ebből a törési feszültség kifejezhető (mivel a feladatban erre utalás nincs a 35 mm-t most az a méretnek tekintjük.) K  t  Ic  162,12 MPa a A képlékenységi korrekciót figyelembe vévő esetben  1  K Ic  K Ic   t  (a  rp )   t   a   2  Re  Amelyből a feszültség szintén kifejezhető K Ic t   156,88 MPa 2   1 K    a   Ic    2  Re    

  

2

   

180

7. CT próbatest alkalmazásával törésmechanikai vizsgálatot végeztek. A próbatest jellemző méretei: W=50 mm, B=25 mm. A folyáshatár Rp0.2= 490 MPa A vizsgálat során meghatározott repedésterjedésre jellemző erő FQ= 32000 N és a repedéshossz a=(21.5, 22.5, 21.5 mm) A próbatest feszültség intenzitási tényezője az alábbi összefüggés szerint számítható F

K

BW

1 2

F

B a W

F

a Y  W 

Állapítsa meg, hogy a mérés során anyagjellemzőt (KIc-t ) vagy az adott anyagvastagságra jellemző mérőszámot sikerült meghatároznia) γ=2.5. a/W

0.40

0.41

0.42

0.43

0.44

0.45

Y

7.32

7.51

7.7

7.91

8.12

8.34

0.46 8.57

0.47 8.81

Megoldás: (Megoldás: Toresmechanika2.mws) Legelőször egy megjegyzés: Y nem szorozva van a zárójelben lévő a/W hányadossal, hanem függvénye annak. A megadott összefüggéssel számított feszültségintenzitási tényező anyagjellemző, ha a következő három reláció teljesül 2

 K    I   a,W  a, B  R p 0, 2  Ehhez meghatározandó a feszültségintenzitási tényező. Ennek meghatározásához először ismernünk kell Y értékét, amely a/W-től függ. a  0,4367 W Ilyen érték a megadott táblázatban nem szerepel, ezért interpolálnunk kell, amellyel a Y    8,05 W  Ezután a feszültségintenzitási tényező már számítható F a KI  Y    1457,21 Nmm-3/2 B W W  Ha a feszültségintenzitási tényező ismert, akkor már meghatározhatjuk a vizsgálni kívánt egyenlőtlenség bal oldalát is. 2

 K    I   22,11 mm  R p 0, 2  Ezt az értéket kell összehasonlítani az a, a W-a és a B értékekkel. Ha ezek mindegyike nagyobb a kapott értéknél, akkor a meghatározott feszültségintenzitási tényező törési szívósság és anyagjellemző. Ha bármelyikre nem teljesül az egyenlőtlenség, akkor a meghatározott feszültségintenzitási tényező csak az adott lemezvastagságra érvénye, mint törési szívósság.

181

Jelen esetben a számított érték (22,11 mm) nagyobb, mint az átlagos repedésméret (21,83 mm), ezért a számított feszültségintenzitás csak az adott lemezvastagságra jellemző törési szívósság, nem anyagjellemző! 8. F

CT törésmechanikai próbatest jellemző adatai: W=50 mm, B=25 mm, folyáshatára Rp0.2= 490 MPa. A vizsgálat alapján a repedésterjedésre jellemző erő FQ= 32000 N, és az átlagos repedéshossz a=21,8 mm. A próbatestre a feszültségintenzitási tényező az alábbi összefüggés szerint

B

számítható K  F 1 Y  a  . Állapítsa meg, hogy a mérés W  BW 2

a W

során anyagjellemzőt (KIc) vagy az adott anyagvastagságra jellemző mérőszámot(KQ) sikerült-e meghatároznia (γ=2,5). a/W 0.40 0.41 0.42 0.43 0.44 0.45 Y

7.32

7.51

7.7

7.91

8.12

8.34

F

0.46

0.47

8.57

8.81

Megoldás: (Megoldás: Toresmechanika2.mws) A megoldás menete ugyanaz, mint az 5. feladat esetében. Az eredmények a Y    8,036 W  Nem anyagjellemző!

2

 K    I   22,03 mm  R p 0, 2 

-3/2

KI=1454,67 Nmm

9. F

CT törésmechanikai próbatest jellemző adatai: W=50 mm, B=25 mm, folyáshatára Rp0.2= 510 MPa. A vizsgálat alapján a repedésterjedésre jellemző erő FQ= 28000 N, és az átlagos repedéshossz a=20,8 mm. A próbatestre a feszültség-intenzitási tényező az alábbi összefüggés szerint

B

számítható K  F 1 Y  a  . Állapítsa meg, hogy a mérés W  BW 2

a W

során anyagjellemzőt (KIc) vagy az adott anyagvastagságra jellemző mérőszámot(KQ) sikerült-e meghatároznia (γ=2,5). a/W 0.40 0.41 0.42 0.43 0.44 0.45 Y

7.32

7.51

7.7

7.91

8.12

8.34

0.46

0.47

8.57

8.81

Megoldás: (Megoldás: Toresmechanika2.mws) A megoldás menete ugyanaz, mint az 5. feladat esetében. Az eredmények a Y    7,624 W  Anyagjellemző!

2

 K    I   14,02 mm  R p 0, 2 

-3/2

KI=1207,58 Nmm

182

F

10. F

CT törésmechanikai próbatest jellemző adatai: W=50 mm, B=25 mm, folyáshatára Rp0.2= 525 MPa. A vizsgálat alapján a repedésterjedésre jellemző erő FQ= 28000 N, és az átlagos repedéshossz a=20,8 mm. A próbatestre a feszültség-intenzitási tényező az alábbi összefüggés szerint számítható K  F 1 Y . Y=Y(a/W). Állapítsa meg, hogy a

B a

BW 2

W

mérés során anyagjellemzőt (KIc) vagy az adott anyagvastagságra jellemző mérőszámot(KQ) sikerült-e meghatároznia (γ=2,5). a/W 0.40 0.41 0.42 0.43 0.44 0.45 Y

7.32

7.51

7.7

7.91

8.12

8.34

F

0.46

0.47

8.57

8.81

Megoldás: (Megoldás: Toresmechanika2.mws) A megoldás menete ugyanaz, mint az 5. feladat esetében. Az eredmények 2

a Y    7,624 W  Anyagjellemző!

 K    I   13,23 mm  R p 0, 2 

-3/2

KI=1207,58 Nmm

11. F

A CT törésmechanikai próbatest jellemző adatai: W=50 mm, B=25 mm, folyáshatára Rp0.2= 521 MPa. A vizsgálat alapján a repedésterjedésre jellemző erő FQ= 28500 N, és az átlagos repedéshossz a=21,2 mm. A feszültség-intenzitási tényező a CT próbatestre az alábbi összefüggés szerint számítható: K  F 1 Y , Y=Y(a/W) Állapítsa meg, hogy a

B a W

F

BW 2

mérés során anyagjellemzőt (KIc) vagy az adott anyagvastagságra jellemző mérőszámot(KQ) sikerült-e meghatároznia (γ=2,5). a/W 0,40 0,41 0,42 0,43 0,44 0,45 Y

7,32

7,51

7,7

7,91

8,12

8,34

0,46

0,47

8,57

8,81

Megoldás: (Megoldás: Toresmechanika2.mws) A megoldás menete ugyanaz, mint az 5. feladat esetében. Az eredmények a Y    7,784 W  Anyagjellemző!

2

 K    I   14,50 mm  R p 0, 2 

-3/2

KI=1254,94 Nmm

183

12. A CT törésmechanikai próbatest jellemző adatai: W=50 mm, B=25 mm, folyáshatára Rp0.2= 501 MPa. A vizsgálat alapján a repedésterjedésre jellemző erő FQ= 28000 N, és az átlagos repedéshossz a=22,2 mm. A feszültség-intenzitási tényező a CT próbatestre az alábbi összefüggés szerint számítható: F K Y , Y=Y(a/W) Állapítsa meg, hogy a mérés során 1 BW

F

B a

2

anyagjellemzőt (KIc) vagy az adott anyagvastagságra jellemző mérőszámot(KQ) sikerült-e meghatároznia (γ=2,5). a/W 0,40 0,41 0,42 0,43 0,44 0,45 Y

7,32

7,51

7,7

7,91

8,12

8,34

W

F

0,46

0,47

8,57

8,81

Megoldás: (Megoldás: Toresmechanika2.mws) A megoldás menete ugyanaz, mint az 5. feladat esetében. Az eredmények 2

a Y    8,208 W  Anyagjellemző!

 K    I   16,83 mm  R p 0, 2 

-3/2

KI=1300,08 Nmm

13. A CT törésmechanikai próbatest jellemző adatai: W=50 mm, B=25 mm, folyáshatára Rp0.2= 512 MPa. A vizsgálat alapján a repedésterjedésre jellemző erő FQ= 28000 N, és az átlagos repedéshossz a=23,2 mm. A feszültség-intenzitási tényező a CT próbatestre az alábbi összefüggés szerint számítható: K  F 1 Y ,

F

B

BW 2

Y=Y(a/W) Állapítsa meg, hogy a mérés során anyagjellemzőt (KIc) vagy az adott anyagvastagságra jellemző mérőszámot(KQ) sikerült-e meghatározni (γ=2,5). Használjon lineáris interpolációt. a/W 0.40 0.41 0.42 0.43 0.44 0.45 0.46 0.47 0.48 Y

7.32

7.51

7.7

7.91

8.12

8.34

8.57

8.81

a W

9.02

Megoldás: (Megoldás: Toresmechanika2.mws) A megoldás menete ugyanaz, mint az 5. feladat esetében. Az eredmények

a Y    8,666 W  Anyagjellemző!

2

 K    I   17,97 mm  R p 0, 2 

-3/2

KI=1372,62 Nmm

184

F

4

Repedésterjedés

(Megoldások: ParisErdoganRepedesterjedes.mws) 1. Egy széles acéllemezből készült alkatrész közepén a terhelésre merőleges irányban roncsolásmentes anyagvizsgálattal 2a0=0,025 m hosszú repedést mutattak ki. Az alkatrész igénybevétele 150 és 250 MPa között változó feszültség. Az alkatrész anyagára jellemző törési szívósság Kc=145 MPam1/2 (σ=σmax). A terhelésre jellemző feszültségintenzitás változás ΔK=Δσ(πa)1/2. Határozza meg a kritikus repedéshosszat és a törésig tartó terhelési ciklusok számát, ha a repedésterjedést leíró Paris–Erdogan egyenlet da/dN=c(ΔK)m paraméterei: c = 1,37 10-10, m=2,25. Megoldás: A kritikus repedéshosszat a törési szívósság és a maximális feszültség felhasználásával a

K c   max a egyenletből kifejezve 2

1 K  akrit   c   0,107179 m    max  A kritikus repedéshosszat a Paris-Erdogan differenciálegyenlet szétválasztásával, majd integrálásával kapjuk. Első lépés a szétválasztás da da dN   m m cK  c  a





Ezután kijelöljük az integrálásokat és kiemeljük az integrálások szempontjából független (az integrálási változót nem tartalmazó) mennyiségeket az integrálok elé. A ciklusszám (N) szerint 0-tól Nt-ig kell integrálnunk, a repedéshossz (a) szerint a0-tól akrit-ig kell integrálnunk. m 2 krit

1

1

m 2

 a0  N t  207433,2 m c  c   0 a0 a0 1 2 Ez darabszámban értendő és mindig eggyel felfelé kell kerekíteni, vagyis Nt=207434 db. Nt

1

 dN  c

akrit

1

  a  m

m

da 



1

akrit

a  m



m 2

da 



1



a

m

2. Egy széles acéllemezből készült alkatrész közepén a terhelésre merőleges irányban roncsolásmentes anyagvizsgálattal 2a0=0,02 m hosszú repedést mutattak ki. Az alkatrész igénybevétele 175 és 300 MPa között változó feszültség. Az alkatrész anyagára jellemző törési szívósság Kc=165 MPam1/2 (σ=σmax). A terhelésre jellemző feszültségintenzitás változás ΔK=Δσ(πa)1/2. Határozza meg a kritikus repedéshosszat és a törésig tartó terhelési ciklusok számát, ha a repedésterjedést leíró Paris–Erdogan egyenlet da/dN=c(ΔK)m paraméterei c=1,37 10-10, m=2,25 Megoldás: a megoldás menete teljes mértékben megegyezik az 1. feladat megoldásáéval. Az eredmények akrit=0,096289 m Nt=135188 db 185

3. Egy széles acéllemezből készült alkatrész közepén a terhelésre merőleges irányban roncsolásmentes anyagvizsgálattal 2a0=0.02 m hosszú repedést mutattak ki. Az alkatrész igénybevétele 172-310 MPa között változó feszültség. Az alkatrész anyagára jellemző törési szívósság Kc=165 MPam1/2 (σ=σmax). A terhelésre jellemző feszültségintenzitás változás ΔK=Δσ(πa)1/2. Határozza meg a kritikus repedéshosszt és a törésig tartó terhelési ciklusok számát, ha a repedésterjedést leíró Paris – féle egyenlet paraméterei c=1,37 10-10 , m=2,25. Megoldás: a megoldás menete teljes mértékben megegyezik az 1. feladat megoldásáéval. Az eredmények akrit=0,090177 m Nt=105486 db 4. Egy széles acéllemezből készült alkatrész közepén a terhelésre merőleges irányban roncsolásmentes anyagvizsgálattal 2a0=0,035 m hosszú repedést mutattak ki. Az alkatrész igénybevétele 150 és 250 MPa között változó feszültség. Az alkatrész anyagára jellemző törési szívósság Kc=145 MPam1/2 (σ=σmax). A terhelésre jellemző feszültségintenzitás változás ΔK=Δσ(πa)1/2. Határozza meg a kritikus repedéshosszat és a törésig tartó terhelési ciklusok számát, ha a repedésterjedést leíró Paris–Erdogan egyenlet da/dN=c(ΔK)m paraméterei: c = 1,37 10-10, m=2,25. Megoldás: a megoldás menete teljes mértékben megegyezik az 1. feladat megoldásáéval. Az eredmények akrit=0,107079 m Nt=171149 db 5. Egy széles acéllemezből készült alkatrész közepén a terhelésre merőleges irányban roncsolásmentes anyagvizsgálattal 2a0=0,045 m hosszú repedést mutattak ki. Az alkatrész igénybevétele 150 és 250 MPa között változó feszültség. Az alkatrész anyagára jellemző törési szívósság Kc=145 MPam1/2 (σ=σmax). A terhelésre jellemző feszültségintenzitás változás ΔK=Δσ(πa)1/2. Határozza meg a kritikus repedéshosszat és a törésig tartó terhelési ciklusok számát, ha a repedésterjedést leíró Paris–Erdogan egyenlet da/dN=c(ΔK)m paraméterei: c = 1,42 10-10, m=2,45. Megoldás: a megoldás menete teljes mértékben megegyezik az 1. feladat megoldásáéval. Az eredmények akrit=0,107079 m Nt=67392 db

186

5

Állapotábrák

1. Rajzolja meg a mellékelt állapotábra 10% Cu-t (Copper) tartalmazó ötvözetének lehűlési görbéjét. Táblázatos módon adja meg a lehűlési görbe egyes szakaszaihoz tartozó fázisok nevét és a szabadsági fokok számát. Határozza meg közvetlenül az eutektikus hőmérseklet felett és alatt egymással egyensúlyt tartó fázisok mennyiségét.

2. Rajzolja meg a mellékelt állapotábra 70% Cu-t tartalmazó ötvözetének lehűlési görbéjét. Táblázatos módon adja meg a lehűlési görbe egyes szakaszaihoz tartozó fázisok nevét és a szabadsági fokok számát. Határozza meg közvetlenül az eutektikus hőmérseklet felett (779,1+dT) és alatt (779,1–dT) egymással egyensúlyt tartó fázisok mennyiségét.

3. 187

Rajzolja meg a mellékelt állapotábra 1 jelű ötvözetének (24% B) lehűlési görbéjét. Táblázatos módon adja meg a lehűlési görbe egyes szakaszaihoz tartozó fázisok nevét és számát, ill. a szabadsági fokok számát. c1 = 4, c2 = 13, ceut = 47, c3 = 81, c4 = 95 %. Határozza meg a Tu hőmérsékleten egyensúlyt tartó fázisok mennyiségét.

4. Rajzolja meg a mellékelt állapotábra 2 jelű ötvözetének (63% B) lehűlési görbéjét. Táblázatos módon adja meg a lehűlési görbe egyes szakaszaihoz tartozó fázisok nevét és számát, ill. a szabadsági fokok számát. c1 = 5, c2 = 14, ceut = 43 c3 = 78 %, c4 = 94 %. Határozza meg a Tu hőmérsékleten egyensúlyt tartó fázisok mennyiségét. 5. Rajzolja meg a 40% perlitet tartalmazó hipoeutektoidos vasötvözet lehűlési görbéjét, adja meg táblázatos formában a lehűlési görbe egyes szakaszaihoz tartozó fázisok számát és nevét, a szabadsági fokok számát és a szövetelemek nevét. Határozza meg az ötvözetben 20 °C-on egyensúlyt tartó fázisok %-os mennyiségét. 6. Rajzolja meg a 1,2% C-tartalmú vasötvözet lehűlési görbéjét, adja meg táblázatos formában a lehűlési görbe egyes szakaszaihoz tartozó fázisok számát és nevét, a szabadsági fokok számát, és a szövetelemek nevét. Határozza meg az ötvözetben 20°C-on egyensúlyt tartó fázisok %-os mennyiségét. 7. Rajzolja meg a 2,8% C-tartalmú vasötvözet lehűlési görbéjét, adja meg táblázatos formában a lehűlési görbe egyes szakaszaihoz tartozó fázisok számát és nevét, a szabadsági fokok számát, és a szövetelemek nevét. Határozza meg az ötvözetben 20°C-on egyensúlyt tartó fázisok %-os mennyiségét. 8. Rajzolja meg a 4,5 % C-t tartalmazó vasötvözet lehűlési görbéjét, adja meg táblázatos formában a lehűlési görbe egyes szakaszaihoz tartozó fázisok számát és nevét, a szabadsági fokok számát és a szövetelemek nevét. Határozza meg az ötvözet fázisainak a mennyiségét 20 °C-on ?

188

9. Rajzolja meg a 5,5% C-t tartalmazó vasötvözet lehűlési görbéjét, adja meg a lehűlési görbe egyes szakaszaihoz tartozó fázisok nevét és számát, ill. a szabadsági fokok számát. Adja meg szobahőmérsékleten az adott ötvözetben jelenlevő szövetelemek nevét. Mennyi az ötvözet lédeburit tartalma 20 °C-on ? 10. Rajzolja meg az 25% ledeburitot tartalmazó hipoeutektikumos vasötvözet lehűlési görbéjét, adja meg táblázatos formában a lehűlési görbe egyes szakaszaihoz tartozó fázisok számát és nevét, a szabadsági fokok számát és a szövetelemek nevét. Határozza meg az ötvözetben 20 °C-on egyensúlyt tartó fázisok %-os mennyiségét. 11. Rajzolja meg az 50 % ledeburitot tartalmazó hipereutektikumos vasötvözet lehűlési görbéjét, adja meg táblázatos formában a lehűlési görbe egyes szakaszaihoz tartozó fázisok számát és nevét, a szabadsági fokok számát és a szövetelemek nevét. Határozza meg az ötvözetben 20 °C-on egyensúlyt tartó fázisok %-os mennyiségét. 12. Határozza meg annak az eutektikumos ponttól balra elhelyezkedő ötvözetnek a C tartalmát, amelyben a lédeburit mennyisége 50 %. Rajzolja meg az ötvözet lehűlési görbéjét, táblázatos formában adja meg a lehűlési görbe egyes szakaszaihoz tartozó fázisok nevét és számát, a szabadsági fokok számát és a szövetelemek nevét. Határozza meg az ötvözet a fázis tartalmát szobahőmérsékleten 13. Határozza meg annak az eutektikumos ponttól jobbra elhelyezkedő ötvözetnek a C tartalmát, amelyben a lédeburit mennyisége 50 %. Rajzolja meg az ötvözet lehűlési görbéjét, táblázatos formában adja meg a lehűlési görbe egyes szakaszaihoz tartozó fázisok nevét és számát, a szabadsági fokok számát és a szövetelemek nevét. Határozza meg az ötvözet a fázis tartalmát szobahőmérsékleten

189

6

Nemegyensúlyi átalakulások

1. Rajzolja fel egy hipoeutektoidos és egy hipereutektoidos acél izotermikus átalakulási diagramját. Mindkét esetben rajzolja fel a tiszta bainit előállítására szolgáló átalakulás hőmérséklet-idő görbéjét. Ismertesse az ausztenit izotermikus átalakulása során keletkező termékeket és jellemezze tulajdonságaikat. 2. Rajzolja fel egy hipoeutektoidos és egy hipereutektoidos acél folyamatos átalakulási diagramját. Mindkét esetben rajzolja fel a tiszta martenzit előállítására szolgáló átalakulás hőmérséklet–idő görbéjét. Ismertesse az ausztenit folyamatos átalakulása során keletkező termékeket és jellemezze tulajdonságaikat. 3. Rajzolja fel egy hipoeutektoidos és egy hipereutektoidos acél folyamatos átalakulási diagramját. Mindkét esetben rajzolja fel az edzés és a lágyítás jellemző lehűlési görbéjét. Ismertesse a lehűlések után létrejött szövetelemek tulajdonságait. 4. Rajzoljon fel egy hipoeutektoidos acél (~0,4 C%) folyamatos átalakulási diagramját. Tüntesse fel az ábrában az edzés, normalizálás és lágyítás lehűlési görbéit. Jellemezze a görbékhez tartozó szövetelemeket. 5. Rajzolja be az eutektoidos acél izotermikus nem egyensúlyi átalakulási diagramjába a bénites átalakulás jellemző hőmérséklet-idő görbéjét. Tüntesse fel az ábrában a perlites szövetszerkezet előállítási módját is. Jellemezze a szövetelemeket (perlit, bénit), mutassa be kialakulási folyamatukat. 6. Rajzoljon fel egy hipereutektoidos acél (~1.2 C%) folyamatos átalakulási diagramját. Tüntesse fel az ábrában az edzés, normalizálás és lágyítás lehűlési görbéit. Jellemezze a görbékhez tartozó szövetelemeket. 7. Ismertesse a hipoeutektoidos acélok nemesítésének folyamatát a hőmérséklet–idő, a folyamatos átalakulási diagram és a megeresztési diagram felhasználásával. Adja meg a hőkezelési technológia egyes lépéseihez tartozó szövetelemek nevét és tulajdonságait 8. Imertesse hipoeutektoidos acél nemesítését. Ábrázolja a hőkezelési folyamat egy részét a megfelelően választott ausztenit átalakulási diagramban. Mutassa be, hogy milyen szövetelemek keletkeznek a hőkezelési folyamat egyes lépéseinél. Jellemezze ezeknek a szövetelemeknek a mechanikai tulajdonságait.

190

9. Foglalja össze egy közös HV–C% diagramban három acél (C=0,1 %, C=0,4, C=1%) alapvető hőkezelésének (edzés, lágyítás, alacsony és magas hőmérsékletű megeresztés) eredményét. A hipereutektoidos összetételű acél (C=1%) folyamatos átalakulási diagramjában tüntesse fel a fenti hőkezelési folyamatatokat. 10. Foglalja össze az acél alapvető hőkezelési eljárásait. Ausztenit átalakulási diagramjainak felhasználásával mutassa be az egyes eljárásokat (amelyeket lehet). Ismertesse az egyes eljárások során előállítható szövetelemeket és azok tulajdonságait.

191