К теории системы: железо-углерод Текст научной статьи по специальности «Нанотехнологии»



N. В. ГУТОВШЙ.

ИЪ ТЕОРІИ СИСТЕМЫ:

ЖЕЛѢЗО-УГЛЕРОДЪ.

ЧАСТЬ I.

Плавленіе и затвердѣваніе желѣзо-углерод-сплавовъ (съ 28 фиг. въ текстѣ, 6-ю фототип. и 3 литогр. таблицами).

ТОМОКЪ.

Снбнрокое Т—во Печатнаго Дѣла, уг. Дворянской н Ямса, пер., соб. д.

1914.

ОГЛАВЛЕНІЕ

Часть I.

Плавленіе и затвердѣваиіе жвлѣзо-углвродѵсллаіовѵ

Странки.

Оглавленіе.............................................. III

Отъ автора.......................................... У

I. ВВЕДЕНІЕ (процессы ватвердѣвавія и плавленія) . ... 1

A. Затвѳрдѣваніѳ................................... 2

B. Плавленіе............................................. 4

II. ДІАГРАММА СОСТОЯНІЯ ЖЕЛЕЗО-УГЛЕРОДСПЛА-

ВОВЪ...................................................... 7

III. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ПОВЕРКА ДІАГРАММЫ СО-

СТОЯНІЯ ЖЕЛЕЗО-УГЛЕРОД-СПЛАВОВЪ..................... 13

А. Опредѣленіе точекъ начала и конца ватвердѣвавія

сплавовъ........................................... 13

I. Кривыя охлажденія....................................... 13

1) Причина отсутствія критическихъ точекъ начала за»

твѳрдѣванія гипер эвтектическихъ оплавовъ............. 16

2) Отсутствіе перелома'на кривыхъ .охлажденія для опредѣленія конца затвѳрдѣванія доэвтѳктичеовихъ оплавовъ . 18

II. Методъ* эакалки . . 22

1) Опыты закалки.............................. . . 24

2) Микроскопическое наслѣдованіе иробъ закалки.......... 29

3) Діаграмма состоянія желѣво-углѳрод-сплавовъ.......... 31

В. Опыты цементаціи.................................. 37

IV. ТЕОРІЯ ПЛАВЛЕНІЯ И ЗАТВЕРДЕВАНІЯ ЖЕЛЕЗО-

УГЛЕРОД-СПЛАВОВЪ........................................ 47

a) Теорія Неуп’а.........................................47

b) Теорія Goereus’a.................................... 50~

c) Опытное изслѣдованіе процесса плавдевія чу Гуновъ ... 52

сі) Теорія плавленія и затвѳрдѣванія чугуновъ........... 58

1) Плавленіе сѣргго чугуна.............................. 58

2) Плавленіе бѣлаго чугуна...............................62

3) Процессы затвѳрдѣванія............................... 63

V. ЗАКЛЮЧЕНІЕ Т............................■......... 65

Таблица микрофотографій ................................ 67

Перечень литературныхъ источниковъ ..................... 68

ОТЪ flPTOPfl.

Настоящая работа была исполнена въ Металлургическомъ И нети* тутѣ Ахенскаго Политехникума въ 1908 и 1909 г. Предварительное сообщеніе о ней было опубликовано въ журналѣ Mettallurgie (1909 г. стр. 781 и 787) въ концѣ 1909-го года. По независящимъ отъ автора обстоятельствамъ полный русскій текстъ появляется въ печати черезъ значительный промежутокъ времени съ момента опубликованія работы въ Германіи. За это время въ спеціальной технической лите ратурѣ появился рядъ работъ, посвященныхъ теоріи желѣзо-углерод-сплавовъ. Эти работы частью подтверждаютъ, частью критикуютъ данныя автора и даютъ при этомъ богатый новый матеріалъ, освѣщающій сложную систему желѣзо-углеродъ. Авторъ счелъ болѣе правильнымъ опубликовать исполненную имъ работу въ томъ видѣ, въ какомъ она была закончена въ 1909 г. и сдѣлать къ ней добавленіе (часть II), которое должно заключать въ себѣ обзоръ новаго экспериментальнаго матеріала и критическую оцѣнку новыхъ данныхъ.

КЪ ТЕОРІИ СИСТЕМЫ: ЖЕЛѢЗО-УГЛЕРОДЪ.

Н. В. Гутовскій. •

ЧАСТЬ I.

Плавленіе и затвердеваніе желѣзо-углерод-сплавовъ.

I. Введеніе.

Въ настоящее время можно считать установленными фактами,

1) что желѣзо съ углеродомъ образуетъ химическое соединеніе: карбидъ желѣза Fe%G, или такъ называемый цементитъ, и 2) что аллотропическая модификація: у—желѣзо способно растворять въ себѣ этотъ карбидъ въ опредѣленныхъ въ зависимости отъ температуры количествахъ, образуя твердый растворъ, или такъ называемые смѣшанные кристаллы. Эти двѣ характерныя черты системы желѣзо-углеродъ обусловливаютъ собою типъ діаграммы состоянія желѣзо-углерод-сплавовъ. Согласно классификаціи В. Roozeboom’a элементы, образующіе между собой химическое соединеніе, растворимое въ жидкой фазѣ и совершенно нерастворимое въ твердой, слѣдуютъ діаграммѣ типа Ѵа1)* а элементы, образующіе неполный рядъ смѣшанныхъ кристалловъ, принадлежатъ къ діаграммѣ типа V. Діаграмма желѣзо-углерод-спла-

в

(ООЪ &

вовъ, совмѣщающихъ въ себѣ признаки типа* V и Уа, естественно является комбинаціей этихъ двухъ типовъ и поэтому должна имѣть видъ, представленный на фиг. 1.

До настоящаго времени2) не удается получить чистыхъ сплавовъ желѣза съ углеродомъ съ содер-

жаніемъ Углерода больше чѣмъ 6,66°/0, поэтому при разсмотрѣніи вопросовъ, касающихся желѣзо- углерод-сплавовъ фактически приходится имѣть дѣло лишь съ небольшой областью полной діаграммы: Fe-\-C— —областью въ предѣлахъ отъ 0% Д° 6,66% углерода.

Процессъ затвердѣванія и плавленія системы изъ двухъ элементовъ, подчиняющихся діаграммѣ типа фигуры І-ой, несложенъ и происходитъ слѣдующимъ образомъ.

А. Затвердѣваніе. Начало затвердѣванія всѣхъ сплавовъ отъ А до

I) совершается при температурахъ, опредѣляемыхъ пересѣченіемъ ординаты состава сплава съ линіями АВ или BD, носящими названіе, %liquidusa. Температура конца затвердѣванія опредѣляется пересѣченіемъ тѣхъ же ординатъ состава съ линіями АЕ и ЕК, называющимися »solidus". Такимъ образомъ, процессъ затвердѣванія совершается въ опредѣленномъ интервалѣ температуръ, различномъ для разныхъ по составу сплавовъ, и заключается въ томъ, что изъ жидкаго сплаву по мѣрѣ пониженія темнературы выкристаллизовывается затвердѣвающій элементъ, наростая количественно и измѣняясь качественно, т. е. по составу. Для болѣе детальнаго уясненія процесса затвердѣванія прослѣдимъ его ходъ у четырехъ сплавовъ, обозначенныхъ римскими цифрами I, II, III, IV. Затвердѣваніе сплавовъ съ содержаніемъ элемента I) отъ 0% до Ое происходитъ слѣдующимъ образомъ: сплавъ I начинаетъ затвердѣвать въ точкѣ I, т. е. при температурѣ Tt. При этой температурѣ изъ него начинаютъ выдѣляться „смѣшанные кристаллы" состава Оаи представляющіе изъ себя твердый растворъ Оа,% элемента D въ (100 —Оа,)% элемента

А. По мѣрѣ пониженія температуры выдѣляются новыя порціи смѣшанныхъ кристалловъ, составъ которыхъ измѣняется, слѣдуя solidus'у АЕ. Вслѣдствіе выдѣленія этихъ смѣшанныхъ кристалловъ, измѣняется составъ и жидкой части (фазы) сплава, передвигаясь вправо по liquidus’у АВ; такимъ образомъ, при нѣкоторой температурѣ 1\ сплавъ, при условіи достаточно медленнаго охлажденія, будетъ состоять изъ смѣшанныхъ кристалловъ состава Оа и жидкой фазы состава Ос. При этой температурѣ (и атмосферномъ давленіи) согласно закону фазъ Gibbs'а1) разсматриваемый сплавъ представляетъ у инваріантную систему:

F = К — Р 4-1 = 2 — 2 -f 1 = 1,

которая при заданномъ составѣ сплава можетъ находиться въ равновѣсіи только при одной опредѣленной температурѣ. Такое равновѣсіе' достигается при условіи достаточно медленнаго охлажденія, такъ какъ

J) См. стр. 11.

асѣ смѣшанные кристаллы, выдѣлившіеся въ интервалѣ температуръ 'ly — 'Li и отличные по составу отъ кристалловъ точки 4, содержащихъ Оа% элемента D, должны имѣть достаточно времени, чтобы сравнять свой составъ съ кристаллами точки 4 на счетъ жидкой части сплава. При послѣдующемъ охлажденіи отъ точки 2 внизъ будетъ происходить дальнѣйшее выдѣленіе смѣшанныхъ кристалловъ до тѣхъ поръ, пока сплавъ не достигнетъ температуры (точки 3), при которой послѣднія капли жидкости затвердѣютъ и весь сплавъ будетъ представлять однородное твердое тѣло—твердый растворъ О6°/о элемента 1) въ элементѣ А. Количество смѣшанныхъ кристалловъ и количество жидкой части сплава, находящіяся въ равновѣсіи при какой нибудь данной температурѣ, напримѣръ, Т2, опредѣляется изъ слѣдующаго установленнаго въ теоріи сплавовъ соотношенія:

кол. смѣш. крист. 2,5

кол. жидкой фазы 4,2

Это соотношеніе показываетъ, что количество смѣшанныхъ кри «талловъ (въ 100 частяхъ сплава), опредѣляемое горизонтальнымъ отрѣзкомъ между ординатой сплава и линіей liquidus’a. увеличивается во время процесса затвердѣванія отъ О°/'0 (точка 1) до 100% (точка 31. Количество жидкой фазы соотвѣтственнымъ образомъ убываетъ отъ 100°/о (точка 1) до 0% въ точкѣ 3.

Совершенно подобнымъ образомъ идетъ процессъ затвердѣванія и сплавовъ состава отъ Ое°/0 до Ol°/Q элемента 1). Отличіе отъ только что разсмотрѣннаго случая будетъ имѣть мѣсто только въ моментъ конца затвердѣванія, когда сплавъ состоитъ изъ смѣшанныхъ кристалловъ предѣльнаго состава Ое (точка Е) и жидкой фазы эвтектическаго*состава 01 въ отношеніи:

смѣш. кристаллы 10 В

эвтектич. жидк. Е 10

При эвтектической температурѣ І,> жидкая эвтектическая часть сплава, какъ система нонваріантная, затвердѣетъ при постоянной температурѣ и сплавъ II,. послѣ окончанія процесса затвердѣванія при температурѣ Тс, будетъ представлять изъ себя смѣсь изъ твердой эвтектики и смѣшанныхъ кристалловъ предѣльнаго состава.

Линія SE на фиг. 1 показываетъ, что растворимость элемента D въ элементѣ А (достигши при Т,- своего maximum’а) при пониженіи температуры отъ Те уменьшается, а поэтому смѣшанные кристаллы всѣхъ сплавовъ состава отъ О°/0 до Ое°/о будутъ выдѣлять (въ затвердѣвшемъ уже состояніи) элементъ 1), начиная съ той температуры, которая опредѣляется точкой пересѣченія ординаты ихъ состава съ

линіей SE, смѣшанные же кристаллы сплавовъ состава отъ Ое до О будутъ выдѣлять элементъ D, начиная отъ температуры Те.

Эвтектическій сплавъ III, представляющій собою при температурѣ. Те нонваріантную систему:

F=K — P 4-1 = 2 —3 + 1 = 0,

затвердѣетъ при постоянной температурѣ Те.

Наконецъ, сплавъ IV будетъ затвердѣвать также, какъ и сплавъ ІГ съ тою лишь разницей, что при температурѣ начала затвердѣванія-(точка 11) изъ него будетъ выкристаллизовываться элементъ I) и по* этому въ затвердѣвшемъ состояніи сплавъ будетъ представлять, смѣсь изъ кристалловъ элемента D и эвтектики В въ отношеніи:

кристаллы 1) В 12

эвтектика В 12 К

В. Плавленіе. Плавленіе разсматриваемой системы элементовъ совершается въ порядкѣ, обратномъ только что разсмотрѣнному при процессѣ затвердѣванія. Сплавы начинаютъ плавиться, когда температура ихъ достигаетъ линій АЕ и ЕК. Процессъ плавленія оканчивается на линіяхъ АВ и ВТ). Такимъ образомъ, плавленіе происходитъ въ опре дѣленномъ интервалѣ температуръ. У сплавовъ, не содержащихъ эвтектики, смѣшанные кристэлы плавятся, выдѣляя изъ себя жидкую фазу, составъ которой, а равнымъ образомъ и составъ самихъ кристалловъ съ повышеніемъ температуры измѣняется, слѣдуя линіямъ liqui-du.s’a. и solid us'а. совершенно такъ же, какъ это было показано для процесса затвердѣванія. Такъ напримѣръ, сплавъ I начнетъ плавиться въ точкѣ 3. Въ точкѣ 2 (при температурѣ Т2) онъ будетъ состоять изъ смѣшанныхъ кристалловь состава Оа и жидкой фазы состава Ос. Въ точкѣ I процессъ плавленія окончится. Въ сплавахъ, содержащихъ эвтектику (сплавы типа И, IV), первоначально плавится при постоянной температурѣ эвтектика, а затѣмъ въ ней начинаютъ растворяться смѣшанные кристаллы (или элементъ D). Процессъ плавленія совершается въ опредѣленномъ для каждаго сплава интервалѣ температуръ при измѣняющемся составѣ жидкой фазы и смѣшанныхъ кристалловъ.

Изъ разсмотрѣнія процессовъ затвердѣванія и плавленія слѣдуетъ, что всѣ сплавы начинаютъ затвердѣвать при различныхъ въ зависимости отъ состава сплава температурахъ, лежащихъ на линіяхъ АВ' и BD. Затвердѣваніе оканчивается при различныхъ температурахъ (solidus АЕ) у сплавовъ, не содержащихъ эвтектики, и при постоянной температурѣ Те (линія ЕК) у сплавовъ, содержащихъ эвтектику, И обратно: процессъ плавленія начинается при различныхъ темпера-

турахъ (solidus АЕ) у сплавовъ безъ эвтектики и при постоянной эв-. тектической температурѣ Те у сплавовъ съ эвтектикой. Конецъ плавле -нія различныхъ сплавовъ совершается при различныхъ температурахъ (линіи АВ и ВТ)).

- Изложенный выше ходъ процессовъ плавленія и затвердѣванія является идеальнымъ и можетъ имѣть мѣсто только тогда, когда 1) сплавъ нагрѣвается или охлаждается достаточно медленно для того, чтобы процессы растворенія и диффузіи имѣли время совершиться въ >ихъ полномъ объемі, 2) когда приняты мѣры для предотвращенія явле-<нія переохлажденія и 3) когда элементы, входящіе въ составъ сплава, какъ напримѣръ химическое соединеніе I), не подвергаются разложенію при высокихъ температурахъ періода затвердѣванія или плавленія.

I. Процессъ затвердѣванія отклоняется, обыкновенно, отъ разсмотрѣннаго идеальнаго хода въ томъ смыслѣ, что выдѣляющіеся смѣшанные кристаллы не успѣваютъ, вслѣдствіе недостаточно медленнаго •охлажденія, выравнивать свой составъ съ кристаллами послѣдующихъ выдѣленій и поэтому 1) затвердѣвшій твердый растворъ не представляется совершенно однороднымъ и 2) измѣненіе количества жидкой •фазы не слѣдуеть условіямъ равновѣснаго состоянія системы, т. е. при данной температурѣ ея остается болѣе, чѣмъ этого требуетъ теоретическая діаграмма. Однако, путемъ очень медленнаго охлажденія или соотвѣтствующаго отжига можно уничтожить указанное явленіе неоднородности въ такой мѣрѣ, что полученный сплавъ (твердый растворъ) можно практически считать совершенно однороднымъ.

II. Явленія переохлажденія, вообще говоря, не затемняютъ картины процесса затвердѣванія, и ихъ удается устранить медленнымъ охлажденіемъ и прививкой (.Impfen) кристалловъ.

III. Весьма серьезную роль для правильнаго хода процессовъ затвердѣванія и плавленія* имѣетъ третье изъ указанныхъ условій: нестойкость химическаго соединенія при высокихъ температурахъ. Такая нестойкость лежитъ въ природѣ составляющихъ сплавъ элементовъ; ее при извѣстныхъ условіяхъ нельзя предотвратить: химическое соединеніе разлагается и реакція разложенія совершенно нарушаетъ разсмотрѣнный выше теоретическій ходъ затвердѣванія. Послѣднее имѣетъ какъ разъ мѣсто въ желѣзо-углерод-сплавахъ.

Въ системѣ Fe-\-C химическое соединеніе —карбидъ желѣза (Fe3G) нестоекъ при высокихъ температурахъ области плавленія и затвердѣванія. Онъ распадается на составляющіе его элементы согласно формулѣ:

Fe3C= 3 Fe + С.

Освобождающійся углеродъ выдѣляется въ видѣ графита или углерода отжига, и такимъ образомъ процессъ затвердѣванія сопровождается процессомъ ірафитовыдгьленія. Но выдѣляющееся желѣво 3 Fe (въ видѣ модификаціи 7) при температурѣ распаденія карбида не остается интактнымъ по отношенію къ углероду и карбиду и образуетъ съ ними твердый растворъ, измѣняя такимъ образомъ составъ общей массы смѣшанныхъ кристалловъ. Обѣ указанныя реакціи: распаденіе карбида и науглероживаніе желѣза (цементація) совершаются съ опредѣленной скоростью и поэтому процессы затвердѣванія и плавленія усложняются еще болѣе вслѣдствіе вліянія-на ихъ протеканіе скорости охлажденія и нагрѣванія системы.

Процессы плавленія, и затвердѣванія въ системѣ желѣзо-углеродъ настолько сложны, а экспериментальное изслѣдованіе ихъ представляетъ столько непреодолимыхъ трудностей, что до настоящаго време* ни, несмотря на большое число работъ, посвященныхъ изученію этой системы, не существуетъ теоріи, которая съ полной ясностью и неопровержимостью освѣщала бы и объясняла всѣ темныя, неясныя и потому спорныя явленія, наблюдаемыя при плавленіи и затвердѣваніи чугуновъ. Въ виду теоретической и практической важности пониманія сущности явленій, происходящихъ при термической обработкѣ * наиболѣе распространенныхъ въ техникѣ металловъ желѣза, стали и чугуна, авторъ полагаетъ, что экспериментальныя изслѣдованія въ этой области необходимы, и это побуждаетъ его опубликовать данныя произведенныхъ имъ опытовъ, имѣвшихъ въ виду разъясненіе вопроса плавленія и затвердѣванія желѣзо-углерод-сплавовъ.

II. Діаграмма состоянія желѣзо-углерод-сплавовъ.

Діаграмма состоянія желѣзо-углерод-сплавовъ была впервые опуб-линована въ 1899 г Roberts*Austen омъ 3) *) Въ 1900 г. появилась знаменитая работа Bakhuis Roozeboom а\ „Risen und St'ihl vom Standpunk-te der JPhasenlehretti), въ которой В. ВоозеЬоош на основаніи разработанной имъ теоріи твердыхъ растворовъ сопоставилъ данныя Osmond'а и R Austen л и, приведя имѣющійся экспериментальный матеріалъ въ стройный порядокъ, предложилъ новый видъ діаграммы, изображенный на фиг. 2. (Фиг. 2 представлена въ томъ видѣ, въ какомъ она помѣщена въ работѣ Carpenter’а и Keelingа5).

Въ этой діаграммѣ которую необходимо признать фундаментомъ для послѣдующаго развитія теоріи желѣзо - углерод-сплавовъ, В. Roozeboom провелъ линіи АЕ', EFи от на основаніи исключительно теоретическихъ соображеній о ходѣ процесса затвердѣванія. Изъ этихъ линій линія конца затвердѣванія А а до сихъ поръ не получила экспериментальнаго подтвержденія, такъ какъ данныя Carpenter а и Keeling''а, вслѣдствіе отсутствія въ ихъ работѣ кривыхъ охлажденія, нельзя признать вполнѣ достовѣрными. Это предположеніе о недостовѣрности данныхъ

названныхъ изслѣдователей тѣмъ болѣе вѣроятно, что овч, поставивши своей задачей экспериментально подтвердить діаграмму В. Во-ozeboom’а, нашли точки, принадлежащія линіямъ а Е и то, отсутствіе которыхъ въ діаграммѣ съ несомнѣнностью доказано позднѣйшими изслѣдователями.

Линія EF, которая по предположенію В. Roozeboom’a должна со-, отвѣтствовать образованію карбида по реакціи:

Графитъ + Мартенситъ = карбидъ желѣза (Fe3C),

подверглась критикѣ со стороны цѣлаго ряда изслѣдователей, такъ какъ предложенное В. Roozeboom’омъ объясненіе образованія карбида желѣза противорѣчило даннымъ практики и экспериментальныхъ наблюденій. Самъ В. Jloozeboom въ 1904 г., въ письмѣ по поводу работы Carpenter’а и Keeling’а отказался отъ предложеннаго имъ ранѣе толкованія линіи EF, но оставилъ эту линію вь своей діаграммѣ, указывая, что она должна соотвѣтствовать выдѣленію цементита изъ смѣшанныхъ кристалловъ съ 2% С. Однако, новѣйшія изслѣдованія и въ особенности работы Wiist’а 6) съ совершенной очевидностью доказали, что линія EF, а также и то въ діаграммѣ желѣзо-углерод-сплавовъ не существуютъ. Съ исчезновеніемъ линіи EF теряетъ свой смыслъ существованіе отрѣзка аЕ, который по В. Roozeboom'у долженъ изображать предѣлъ растворимости графита въ смѣшанныхъ кристал" лахъ. Обыкновенно эта линія, о чемъ ниже будетъ рѣчь, въ новѣйшихъ діаграммахъ протекаетъ самостоятельно, лѣвѣе SE—почти ей параллельно.

Пунктирныя линіи на діаграммѣ В. Roozeboom’a относятся къ случаю переохлажденія системы, при которомъ конецъ затвёрдѣванія совершается при болѣе низкой температурѣ.

Если внести въ діаграмму В. Roozeboom’a только что указанныя и безусловно необходимыя измѣненія, то онэ приметъ видъ, предложен ный С. Benedicks’омъ и представленный на фиг. 3.

Значеніе сплошныхъ и пунктирныхъ линій въ этой діаграммѣ слѣдующее*)- По мнѣнію В Roozeboom’a, поддерживаемому Неуп’омъ, Benedicks'омъ и друг., при охлажденіи желѣзо-углерод-сплавовъ необходимо различать два случая: медленное охлажденіе и быстрое охлажденіе (переохлажденіе). При медленномъ охлажденіи по линіи АВ выдѣляются смѣшанные кристаллы Кд, представляющіе твердый растворъ элементарнаго углерода въ у—желѣзѣ. По линіи BD выдѣляется

элементарный' углеродъ въ видѣ графита. Точка /* соотвѣтствуетъ эвтектикѣ:

смѣшанные кристаллы Кд -f- графитъ.

Фиг. з.

Линія Еа указываетъ предѣлъ растворимости элементарнаго углерода въ у — желѣзѣ.

При быстромъ охлажденіи по линіи АВ выдѣляются смѣшанные кристаллы Кс твердаго раствора карбида желѣза (цементита) въ у—желѣзѣ. По линіи В ТУ выдѣляется цементитъ и въ точкѣ В’ образуется эвтектика:

смѣшанные кристаллы Кс + цементитъ.

Линія SE! даетъ предѣлъ насыщенія 7 — желѣза цементитомъ. Продуктомъ такого быстраго охлажденія является извѣстный въ техникѣ бѣлый чугунъ.

Полученные быстрымъ охлажденіемъ сплавы считаются неустойчивыми—метастабильными, имѣющими стремленіе принять стабильную форму, въ которой углеродъ находится въ элементарномъ видѣ и которая получается въ практикѣ при медленномъ охлажденіи. Въ виду того, что растворимость стабильной формы какого нибудь элемента,— въ данномъ случаѣ углерода—согласно закону Le 'Chatdier меньше

растворимости метастабильной формы, то линія Еа должна по теоретическимъ требованіямъ находиться лѣвѣе линіи SE', Практически положеніе линіи Еа не установлено.

Необходимо отмѣтить, что діаграмма В. Boozeboom’a подверглась критикѣ со стороны цѣлаго ряда изслѣдователей*). Въ нее внесены различныя дополненія и измѣненія, но основной пунктъ критики-вопросъ о появленіи графита—остается и до сихъ поръ спорнымъ.

По этому вопросу изслѣдователи раздѣлились на двѣ группы. Изъ нихъ одни** ***)) являются сторонниками такъ называемой „двойной“ діаграммы типа, показаннаго на фиг. 3: они разсматриваютъ графитъ, какъ продуктъ первичнаго выдѣленія углерода по линіи BD (фиг. 3) и тѣмъ самымъ признаютъ существованіе смѣшанныхъ кристалловъ Кд и эвтектики: Кд + графитъ, полагая, что выдѣленіе цементита по линіи В'В' и образованіе эвтектики: Ііс + цементитъ имѣютъ мѣсто лишь при быстромъ охлажденіи. Они такимъ образомъ считаютъ необходимымъ существованіе Ѣдвухъ діаграммъ: одной для случая медленнаго охлажденія (стабильная система: пунктирныя линіи на фиг. 3) и другой для случая быстраго охлажденія (метастабильная система—сплошныя линіи).

Другая груп-***\

па

признаетъ

теорію,предложен-^0®' ную Goerens'owb заключающуюся въ томъ, что для системы желѣзоуглеродъ существуетъ только одна діаграмма, представленная н а фиг. 4: независимо отъ скоросгии охлажденія при затвер-дѣваніи желѣзо-углерод. сплавовъ по линіиАВ всегда Soo выдѣляются кри-

/І3о0

'ГІСЮ

еЛі 7оо

1 1 eft0 — — — - • ■

-— t ■ — —

—

9 — — —

- - — ... . - •• -

Р sr — • • - - - —

ф

іе

•1,0

2 .о

3.0 фиг. 4.

k. о

S’, о % в.

*) Изъ числа изслѣдователей, занимавшихся изученіемъ діаграммы аелѣяо-

углерод-сплавовъ, необходимо отмѣтить слѣдующихъ: Stanfield8), Неуп*), G. GhaгруЩ *. Benedicks’), Goerens11), Rueг1з), Howe'*), Витторфъ 14) и др.

**) П; ■ед тавителями ечой группа являются: Неуп, Benedicks, Howe.

***) Представители ея: Goerens, Wiist.

сталлы Кс, т. е. кристаллы твердаго раствора цементита въ 7—желѣзѣ; по линіи BD всегда выдѣляется цементитъ (первичный). Существуетъ только одна эвтектика (Ледебуритъ):

см. кристаллы Кс + цементитъ,

которая затвердѣваетъ при постоянной температурѣ 1130°. Но въ виду того, что цементитъ, не находящійся въ жидкомъ или твердомъ-растворѣ, весьма нестоекъ при температурахъ близкихъ къ затвердѣ-. ванію эвтектики, то онъ сейчасъ же послѣ своего выдѣленія распадается на составныя части:

Вея С — 3 Fc + ( \

Элементарный углеродъ (С) выдѣляется въ видѣ графита. Распаденію подвергается какъ первичный цементитъ, выдѣлившійся по линіи ВТ) (фиг. 4), такъ и цементитъ эвтектики. Распаденіе тѣмъ полнѣе, чѣмъ медленнѣе совершается охлажденіе. Для того чтобы предотвратить распаденіе и получить бѣлый чугунъ, необходимо сплавъ охладить быстро и именно такъ быстро, чтобы скорость охлажденія была больше скорости реакціи распаденія цементита. По теоріи Goerens'-a. не существуетъ первичнаго выдѣленія элементарнаго углерода, а потому не должно существовать ни смѣшанныхъ кристалловъ Кд ни эвтектики Кд + графитъ. Появленіе графита въ сплавахъ есть явленіе распаденія цементита. Отсюда, какъ логическое слѣдствіе, вытекаетъ ненадобность существованія двухъ отдѣльныхъ діаграммъ для стабильной и метастабильной системы, такъ какъ первая изъ нихъ получается путемъ распаденія второй въ случаѣ медленнаго охлажденія.

Само собой понятно, что объясненіе процессовъ затвердѣванія и плавленія существенно должно отличаться въ зависимости отъ того, какую изъ существующихъ теорій принять за основаніе.

Не входя въ подробную критику различныхъ теорій, что будетъ имѣть мѣсто во II части настоящей работы, авторъ считаетъ необходимымъ кратко указать тѣ основанія, которыя заставляютъ его быть сторонникомъ теоріи Goerens'а, а поэтому въ дальнѣйшемъ излагать процессы плавленія и затвердѣванія, исходя изъ теоріи „одной* діаграммы.

Теорія „одной" діаграммы не противорѣчитъ даннымъ практики о затвердѣваніи и плавленіи чугуновъ, наоборотъ, она легко разрѣшаетъ темныя стороны этихъ сложныхъ процессовъ. Многочисленныя данныя экспериментальныхъ изслѣдованій согласуются съ этой теоріей. Изслѣдованія автора15) совмѣсто съ Goerem’owb о графитообразованіи подтвердили основное положеніе теоріи о распаденіи карбида

въ моментъ затвердѣванія эвтектики. Наоборотъ, теорія двойной діаграммы до сихъ поръ не подтверждена экспериментачьно: не опредѣлены точно кривыя соотвѣтствующаго стабильнаго и метастабильнаго хода затвердѣванія, не установлена эвтектика: графитъ-}-смѣшанные кристаллы Кд, не указана разница между кристаллами Кд и Кс и не доказано выдѣленіе графита по линіи BD (фиг. 3).

Какъ было упомянуто выше, въ діаграммѣ желѣзо-углерод-сплавовъ линія АЕ (фиг. 4) не подтверждена экспериментальными данными. Равнымъ образомъ не получила экспериментальна-о подтвержденія и линія BD. Прочія же линіи были систематически провѣрены лишь въ работѣ Carpenter’а и КееГтд’а.5). Поэтому, при изслѣдованіи процессовъ плавленія и затвердѣванія, авторъ считалъ необходимымъ въ первую очередь произвести провѣрку той части діаграммы состоянія желѣзоуглеродъ-сплавовъ, которая имѣетъ отношеніе къ разсматриваемымъ процессамъ.

. і

\

II). Экспериментальная повѣрка діаграммы состоянія желѣзо углерод-

сплавовъ.

А. Опредѣленіе точекъ начала и конца затвердѣванія сплавовъ.

I. Кривыя охлажденія.

Для. провѣрки линій АВ, BD, АЕ и ЕС (фиг. 4) были святы кривыя охлажденія со сплавовъ съ различнымъ содержаніемъ углерода. Для приготовленія сплавовъ служили слѣдующіе матеріалы:

1) Шведскій бѣлый чугунъ:

С= 3,746%, Si = 0,024%, Мп = 0,180%, Р= 0,024%, и S = 0,0076%.

2) Шведское желѣзо (Nageleisen):

С = 0,040%, Si = 0,023%, Мп = 0.090%, Р = 0,032% и S = 0,005%.

3) Чистый графитъ (Graphit puriss. ѵ. Merck).

Исходные матеріалы сплавлялись въ криптолевой печи, конструкція которой изображена на фиг. 5*)

Печь представляетъ изъ себя желѣзный ящикъ fft набитый огнеупорной шамотовой массой Е. Внутренняя часть ея покрыта слоемъ-магнезита D. Тигель А помѣщается въ цилиндрѣ Р изъ марквард-ской массы, которая предохраняетъ тигель отъ соприкосновенія съ криптолемъ, заполняющимъ пространство между PhD. Токъ подводится въ печь посредствомъ двухъ угольныхъ электродовъ, сдѣлай* нныхъ подвижными—-для лучшей регулировки соприкосновенія ихъ съ слоемъ криптоля. Цилиндръ Р. закрывается дискамъ G, а вся печь

*) Wtist (16) стр. 76.

снабжена крышкой Н. Снизу черезъ трубку В въ печь можно вводить какой-нибудь газъ, въ атмосферѣ котораго ведется опытъ*).

Снятіе кривыхъ производилось слѣдующимъ образомъ. Когда сплавъ достигалъ температуры 1500°, тигель быстро вынимался изъ печи и помѣщался въ сосудъ съ подогрѣтымъ до 500° трипеломъ. Въ сплавъ вводился черезъ отверстіе въ крышкѣ тигля термо-элементъ Le Cha-teHer, который при помощи опорнаго кольца на предохранительной трубкѣ устанавливался по оси тигля на разстояніи отъ дна, равномъ половинѣ высоты королька. Вѣсъ корольковъ равняется со 150 дг.. Для снятія кривыхъ былъ взятъ новый термо-элементъ фирмы Heraais съ провѣрочнымъ свидѣтельствомъ, по даннымъ котораго въ показанія температуръ были введены соотвѣтствующія поправки.

Съ каждаго сплава снимались двѣ кривыхъ: одна типа Osmond'а при помощи хронографа Richards'а**) и другая обыкновенная при наблюденіи снѳрости охлажденія по секундомѣру.

Кривыя Osmond'а, при отмѣткѣ хронографа черезъ каждыя 10°, даютъ возможность опредѣлять температуру критическихъ остановокъ только съ точностью 10°, но такъ какъ эти кривыя отчетливо обозначаютъ критическія остановки, то онѣ снимались для контроля обыкновенныхъ кривыхъ, которыя болѣе точно даютъ температуру критическихъ точекъ, но менѣе ясно ихъ изображаютъ. Послѣднія кривыя въ количествѣ девяти представлены на фиг. 6.

Составъ полученныхъ сплавовъ, температуры критическихъ остановокъ и продолжительность ихъ даны въ слѣдующей таблицѣ I. См. таблицу I на стр. 15.

Изъ разсмотрѣнія кривыхъ охлажденія слѣдуетъ:

1) что на нихъ ясно отмѣчены.

a) Точки линіи АВ—начала затвердѣванія сплавовъ.

b) Точки линіи ЕС, опредѣляющей конецъ затвердѣва нія эвтектики

и с) Точки линіи РК—образованія перлита.

2) что кривыя не даютъ никакихъ указаній относительно:

а) температуръ начала затвердѣванія гиперэвтектическихъ сплавовъ (линія BD).

и Ь) температуръ конца затвердѣванія доэвтектическихъ сплавовъ отъ 0э/° Д° 2°/о О (линія АЕ).

*) Въ настоящихъ опытахъ послѣднее приспособленіе не использовалось, такъ какъ плавка велась въ атмосферѣ воздуха.

**) Описаніе спотр. fiocreus (17) стр. 16.

Сплавъ №

Таблица і*)

>

\

Химическій составъ.

Гра-

фитъ

; si

і

I 0!„

Мп

°|о

р

0„

і Температура остановокъ °С.

оі„

е .5 5 я

2 * у со

се ла

* g

м О

ев

X

о

I ' 0;577 —

II 1,071 —

III 1,632 —

IV 1,762 —

V 2,165 0,282

VI 2,795 0,611

VII 3,677 2,263

VIII 4,62б' 3,413

тх 4,940 3,910

0,028 0,132 0.030

0,030 0,125 0,032

0,041 0,141 0,028

0,045 0,143 0,026

0,046 0,160 0,022

0,060 0,171 0,024

0,064 0,172 0,023

0,090 0,181 0,024

0,091 0,180 0,024

I

0,005 1465° —

0,006 1429° —

0,006 1381°

0,00^1 1369° —

0,006 | 1340° 1093°

0,006 1272° 1123°

0,007 1199° изо0

0,007 — 1134°

0,007 1134°

і 1 1

О О і 7

703°!' — 8

"о" со О 1- 1 “ 9

6 о 1> 1 10

709°jj 25 11

'І 709°'| 110 ц

7Ю°н 250 1 13'

710° 260 14

715° 225 15 • .

»<г

Краткое описаніе строенія сплавовъ. !

Ферритъ п перлитъ.

Перлитъ.

Перлить и вторнчпый цененіить.

Перлитъ съ вторичнымъ цемезтигомь Слѣды ледебуіита. Количество ледебурита увеличивается.

Бѣлый чугувъ.

Сѣрый чугуиъ.

Сірый чугунъ. Грубыя графитіглі ішстинкн.

Сѣрый чугунъ. -

*) Строеніе сплавовъ I—IX представлено на таблицахъ микрофотографій (Фиг. 7—15).

Отсутствіе на кривыхъ охлажденія критическихъ остановокъ для1 построенія линій BD и ЛЕ фактъ давно наблюдаемый. Этихъ остановокъ совсѣмъ не было въ опытахъ автора, несмотря на тщательную съемку кривыхъ при пользованіи самыми тонкими изъ кварца предохранительными трубками, при медленномъ охлажденіи и достаточно большомъ количествѣ сплава.

1) Причина отсутствія критическихъ точекъ начала затвердѣва-нія шперэвтектическихъ сплавовъ можетъ быть объяснена различно.

a) Если придерживаться теоріи графитообразованія Goereus'а и принять во вниманіе утвержденіе Osmond’s, объ эндотермичности ре-акцій распаденія карбида желѣза, то отсутствіе критическихъ остановокъ можно объяснить тѣмъ, что теплота освобождающаяся при выдѣленіи кристалловъ карбида, компенсируется теплотой, идущей на ихъ распаденіе, которое совершается тотчасъ ио ихъ выдѣленіи. Но утвержденіе Osmond’а объ эндотермичности реакціи распаденія карбида подлежитъ сомнѣнію, такъ какъ большинство изслѣдователей (Mois-san, MyUusfSchoene и Forster, Saniter, Frost, Hautfeuille) считаютъ эту реакцію экзотермической, а потому и вышеуказанное объясненіе справедливо только постольку, поскольку является вѣрнымъ утвержденіе Osmond' а.

b) . Разсмотрѣніе теоретическаго процесса затвердѣванія сплавовъ даетъ нѣкоторыя указанія, позволяющія утверждать, что точки начала затвердѣванія гиперэвтектическихъ сплавовъ должны быть выражены на кривыхъ охлажденія слабо, а поэтому онѣ обыкновенно и ускользаютъ отъ термическаго анализа.

Дѣйствительно, критическая точка начала затвердѣванія, или такъ называемый переломъ кривой, обусловливается исключительно выдѣленіемъ теплоты кристаллизаціи. Само собой понятно, что этотъ переломъ будетъ тѣмъ яснѣе, чѣмъ больше выдѣляется теплоты въ начальный моментъ и въ періодъ кристаллизаціи. Количество же этой теплоты зависитъ отъ слѣдующихъ факторовъ:

1) отъ теплоты кристаллизаціи даннаго тѣла,

2) отъ способности тѣла къ переохлажденію,

3) отъ состава сплава и наклона liquidus’а.

Относительно перваго изъ этихъ факторовъ по отношенію къ же-лѣзо-углерод-сплавамъ точно ничего неизвѣстно. Отсутствіе критиче--скихъ точекъ заставляетъ предполагать, что теплота кристаллизаціи* карбида желѣза незначительна.

Отсутствіе критическихъ точекъ говоритъ и за то, что гиперэвтектическіе сплавы въ моментъ ^затвердѣванія не склонны къ переохла-

/

жденію. А такъ какъ переохлажденіе тѣлъ зависитБ-~бтъ\ двухъ при* чинъ: отъ незначительной величины скорости самопроизвольной кристаллизаціи (с. с. к.)*) и отъ малой скорости развитія кристаллизаціи (с. к ), а также отъ относительнаго положенія maximum'а\с. с. к. относительно кривой с. кто надо полагать, что с. с. к. и с. к. карбида значительны, а положеніе maximum?а с. с. к. находится при температурѣ, при которой величина с. к. достаточно велика, чтобы переохлажденіе не имѣло мѣста.

Наконецъ по поводу третьяго фактора необходимо указать слѣдующее:

Допустимъ**) для простоты разсмотрѣнія, ьто liquidus ВТ) представляетъ собою прямую линію, составляющую уголъ а съ осью ординатъ (фиг. 16): пусть Ъсі — іід=і тогда ed — tga, gh == 2 tg а, и количества кристалловъ,, выдѣляющихся изъ сплава а, при охлажденіи его на одинъ и на два градуса, выразятся слѣдующимъ образомъ:

ed___ t() а hfj_____ 2 tg а

ce tgx x hf 'l tqa -j- x

ntff x

ntg <x-\-x’

Послѣднее выраженіе показываетъ, 1) что при данномъ составѣ х количество кристалловъ, выдѣляющихся при охлажденіи сплава на 1°, постепенно уменьшается; 2) что при перемѣнномъ составѣ сплава ко личество кристалловъ, выдѣляющихся въ первый моментъ затвердѣва-нія тѣмъ больше, чѣмъ х меньше, т. е. чѣмъ ближе сплавъ по своему составу приближается къ чистому компоненту, и 3), что количество кристалловъ, выдѣляющихся въ первый моментъ затвердѣванія, тѣмъ больше, чѣмъ больше уголъ а, т. е. чѣмъ положе протекаетъ liquidus• Само собой понятно, что переломъ на кривой охлажденія выражается тѣмъ яснѣе, чѣмъ больше выдѣляется кристалловъ въ первые моменты затвердѣванія.

Въ гиперэвтектическихъ желѣзо-углерод-сплавахъ перелома на

Ѣьг находят

4 Тй

кривыхъ охлажденія не наблюдается, му, что

[UJ/ lfcp. &)Ь |( 08)

<

І'ді»

L./**>«■««•

____ '

■'ъ*-гр. ІЗШ'

>димо приписать то*

1 t

< Ч 1 г L

точки (условіе 2-е) и что, повидимому, liquidus круто подымается вверхъ (условіе 3). Хотя положеніе liquidus’а точно и не опредѣлено, но ему на діаграммахъ придаютъ видъ круто подымающейся вверхъ линіи, что и должно отвѣчать дѣйствительности.

Какъ разъ оба указанныя обстоятельства обусловливаютъ незначительное количество кристалловъ, выдѣляющихся въ первые моменты затвердѣванія; теплота выдѣленія такого незначительнаго количества кристалловъ недостаточна для того, чтобы дать ясный переломъ на кривой охлажденія, и поэтому методъ термическаго анализа для опредѣленія линіи BD не даетъ положительныхъ результатовъ.

2) Отсутствіе перелома на кривыхъ охлаждены для опредѣленія конца затвердѣванія доэвтектическихъ сплавовъ, т. е. для построенія линіи АЕ, находитъ свое объясненіе въ слѣдующихъ соображеніяхъ.

Прослѣдимъ подобно предыдущему теоретическій ходъ затвердѣванія сплавовъ, образующихъ твердые растворы*). Допустимъ, что liquidus и solidus представляютъ изъ себя прямыя линіи (фиг. 17). Пусть bd = dg =

= 1°, тогда: de = tg а, gh =2lga и количества смѣшанныхъ кристалловъ, выдѣляющихся при охлажденіи на 1° и 2°, послѣдо-ваельно равны:

de _______Ujolx ______ ____________

ес ~ tg <*! + (ж—%і) fh ~2 igaj -f- (х — х2)

и количество кристалловъ, выпадающихъ при пониженіи температуры на п° отъ точки Ь, равно:

'nig o(j

ntg а{ -f- (х— xD) *

Изъ чертежа фиг. 17 слѣдуетъ, что:

-ж— хх=={т — 1 )tga2; х — х2 = (т— 2) tga2 и х — ха = (т- п) tga2. Подставивъ значенія х — жі, х — х2 и х — ха въ первыя три равенства, получимъ:

de

ec

t,9<* i

tya2|w —

(1

tgaj

gh _ 2 £17 aj

tga

2

Изъ этихъ выраженій видно, что количество кристалловъ, выдѣляющихся во время процесса затвердѣванія, зависитъ отъ угловъ щ и а2, т. е. отъ характера и взаимнаго положенія liguidus'а и soli-dits’a.

Если а1>а2, то величина 1—меньше единицы и поэтому зна^

менатель въ разсматриваемыхъ выраженіяхъ по мѣрѣ пониженія температуры увеличивается, т. е. количества кристалловъ, выпадающихъ при пониженіи температуры сплава на 1°, послѣдовательно уменьшаются.

При < а2 наблюдается обратное явленіе: знаменатель дробей уменьшается, а потому количества выпадающихъ кристалловъ при пониженіи температуры на 1° увеличиваются. И, наконецъ, если ах = а2, то количество кристалловъ, выдѣляющихся при пониженіи температуры на’ 1° остается постояннымъ во все время процесса затвердѣванія и равно:

1

т ’

Вліяніе угловъ ах и а2 на характеръ переломовъ кривыхъ охла

жденія графически представлено на фиг. 18, на которой помѣщенъ рядъ теоретическихъ кривыхъ охлажденія для системы двухъ элементовъ, обладающихъ полной растворимостью другъ въ другѣ какъ въ жидкомъ, " такъ и въ твердомъ

■ • ________________________________ £ состояніи.

Фиг. 18.

Для первыхъ трехъ кривыхъ ах > а2, т. е. вѣтви liquidus’a и soli-dus'a, расходятся, поэтому нарастаніе кристалловъ въ теченіе процесса

затвердѣванія Ъс количественно уменьшается. Слѣдствіемъ этого является: ясно выраженное начало затвердѣванія (точка Ъ), выпуклый относительно оси z переломъ кривой (Ъс) и шло замѣтный переходъ■ перелома Ъс въ кривую ск.

Кривая ІУ отвѣчаетъ равенству угловъ и а2 и поэтому переломъ Ъс получается на ней въ видѣ прямой линіи.

Наконецъ, кривыя V—VII отвѣчаютъ области діаграммы, гдѣ вѣтви ІщиіАт а и solidus’ а сходятся, т. е. углы < а2, а слѣдовательно нарастаніе кристалловъ по мѣрѣ пониженія температуры возрастаетъ. Переломы Ъс на кривыхъ получаются вогнутыми къ оси z. Точка начала затвердѣванія Ъ обозначается на кривыхъ охлажденія неясно, наоборотъ, конецъ затвердѣванія (точка с) отмѣчается болѣе рѣзко г чѣмъ въ кривыхъ первой категоріи.

Изъ изложеннаго слѣдуетъ, что опредѣленіе solidus'а. при помощи кривыхъ охлажденія возможно только въ такихъ участкахъ діаграммы состоянія, гдѣ кривыя liquidus' а и solidus' а сходятся. Если эти кривыя расходятся, то теплота кристаллизаціи въ послѣдніе моменты затвердѣванія такъ незначительна, что переломъ Ъс незамѣтно переходитъ въ кривую ск, и точка конца затвердѣванія не получается отчетливо.

Въ желѣзо-углерод-сплавахъ liquidus и solidus являются расходящимися линіями, и поэтому совершенно понятно, что на кривыхъ

I—ІУ фигуры 6 совершенно нѣтъ точекъ конца затвердѣванія.

Профес. Таттапп*) предлагаетъ для опредѣленія конца затвердѣванія по кривымъ охлажденія пользоваться точкой перегиба кривой, которая получается при переходѣ выпуклой части Ъс въ вогнутую ск и несомнѣнно лежитъ близко отъ теоретическаго конца затвердѣванія. Но такъ какъ этотъ перегибъ, согласно указаніямъ Таттапп'а всегда лежитъ на кривой немного ниже конца затвердѣванія, то онъ предлагаетъ уменьшать наблюдаемый на кривыхъ интервалъ кристаллизаціи (отъ начала кристаллизаціи до точки перегиба) на нѣкоторую величину Д J, опредѣляемую изъ слѣдующей формулы:

A J— Yqq [ (100 - х) J\ -j- Ж е/в ],

въ которомъ: JA и JB обозначаютъ кажущіеся интервалы затвердѣванія чистыхъ компонентовъ и х—составъ сплава въ вѣсовыхъ частяхъ элемента В.

Однако способъ Таттапп'а въ приложеніи къ желѣзо-углерод-сплавамъ непримѣнимъ, потому что для нихъ, неизвѣстенъ интервалъ затвердѣванія карбида желѣза.

' Непримѣнимъ этотъ способъ, по мнѣнію автора, и еще потому, ято вообще на кривыхъ охлажденія невозможно точно опредѣлить точку перегиба: при опредѣленіи температуры конца затвердѣванія по точкѣ перегиба легко сдѣлать ошибку въ десяткѣ градусовъ. Кромѣ того, положеніе точки перегиба на кривой охлажденія зависитъ, по мнѣнію автора*), отъ взаимоотношенія между массой изслѣдуемаго сплава и массой тигля и печи, въ которыхъ производятся опыты, и эта точка можетъ мѣнять свое положеніе въ зависимости отъ условій опыта, ■при чемъ точка перегиба по изслѣдованію автора, лежитъ всегда выше жонпа затвердѣванія сплава.

Къ вышеизложенному о непримѣнимости термическаго анализа для отысканія solidus’ а АЕ въ діаграммѣ желѣзо-углерод-сплавовъ необходимо еще добавить, что кривая АЕ, если бы ее и можно было отыскать при помощи термическаго анализа, соотвѣтствовала бы концу затвердѣванія сплавовъ только въ томъ случаѣ, если процессъ затвердѣванія протекаетъ идеально, т. е. когда этотъ процессъ совершается настолько медленно, что выдѣляющіеся смѣшанные кристаллы имѣютъ достаточно времени, чтобы принять составъ, соотвѣтствующій равновѣсному состоянію между ними и остающейся жидкой фазой •сплава. Для установленія такого равновѣсія требуется особенно медленное охлажденіе. При снятіи же кривыхъ охлажденія нельзя уменьшить скорость охлажденія ниже нѣкоторой опредѣленной величины, иначе на кривыхъ охлажденія не могутъ быть обнаружены критическія точки. Такимъ образомъ, идеальныя условія охлажденія изъ чисто экспериментальныхъ соображеній никогда въ дѣйствительности не могутъ быть выполнены, въ результатѣ чего температура конца кристаллизаціи, опредѣляемая по кривымъ ох-

кристаллизапія теоретически должна окон-читься. Послѣднее находитъ себѣ объясненіе въ слѣдующемъ.

в

^ ✓/ / / г / s /

/ “

*■*

1 liquidus системы С-(-D**). Пунктирная линія CdlB — solidus въ его теоретическомъ положеніи. При идеальныхъ условіяхъ ох-Фиг. 19. лажденія какой-нибудь сглавъ S долженъ

■окончательно затвердѣть въ точкѣ dh и составъ жидкой фазы

сплава въ моментъ окончанія затвердѣванія опредѣлится точкой ех. Но вслѣдствіе недостаточно медленнаго охлажденія все теоретически необходимое количество кристалловъ не успѣетъ въ интервалѣ d — dt вылѣпиться, а первоначально выдѣлившіеся кристаллы не уравняютъ свой составъ съ кристаллами послѣдняго момента затвердѣванія, въ разультатѣ чего при температурѣ Тх останется нѣкоторое количество жидкой фазы и процессъ затвердѣванія не окончится въ точкѣ dl а будетъ продолжаться до нѣкоторой точки d%. Иными словами, solidus Gd2D, полученный экспериментально на основаніи кривыхъ охлажденія, будетъ выпуклѣе теоретическаго и будетъ указывать температуры окончанія затвердѣванія ниже тѣхъ, которыя должны быть при идеальныхъ условіяхъ охлажденія.

Всѣ вышеуказанныя соображенія относительно непримѣнимости термическаго метода для опредѣленія solidus’а АЕ побудили автора воспользоваться для послѣдней цѣли металлографическимъ методомъ— методомъ закалки, позволяющимъ путемъ быстраго охлажденія фиксировать строеніе сплавовъ при высокихъ температурахъ и изучать его-подъ микроскопомъ.

II. Методъ закалки.

Методъ закалки для опредѣленія конца затвердѣванія сплавовъ, образующихъ твердые растворы, впервые успѣшно примѣнили Неусоск и Neville*) при изученіи сплавовъ мѣди и олова. Имъ пользовались также Scherpherd **) (Сгь -f- Zn), Carpenter и Edwards ***) (Си + АІ) и Guillet ****) (сплавы аллюминія), такъ какъ во всѣхъ этихъ случаяхъ кривыя охлажденія не давали достаточныхъ данныхъ для построенія solidus’ а.

Возможность опредѣлить положеніе solidus’а при помощи метода закалки основана на слѣдующемъ. Очень быстрое охлажденіе задерживаетъ измѣненія структуры, происходящія при медленномъ охлажденіи. Такимъ образомъ, закаливъ испытуемый образецъ при какой-нибудь высокой температурѣ, можно получить ту его структуру, которую образецъ имѣлъ при температурѣ закалки. Въ твердыхъ растворахъ плавленіе происходитъ въ опредѣленномъ интервалѣ температуръ. Начало плавленія характеризуется либо оплавленіемъ кристалловъ по

*) Неусосіс и ДТсѵШе. Phylos. Trans. 1003 (202) стр. 1.

**) SeherpJierd. Journ. of pliys. Chem. YI1 (1904) стр. 421.

***) Carpenter и Edwards. 2 Raport au Comite dcs allwgcs 1907, янв.

****) Guillet. Revue dc Metall. 1906 стр. 667.

поверхности, либо появленіемъ капель жидкости въ самихъ кристаллахъ. Поэтому, если произвести рядъ послѣдовательныхъ закалокъ

(фиг. 20) при постепенно повышающейся температурѣ, нагрѣвая образецъ при каждой данной температурѣ достаточное время для того, чтобы процессъ плавленія могъ начаться, то всегда можно найти двѣ такія температуры (точки 8 и 4), при которыхъ: въ точкѣ 3 плавленіе еще не началось, а въ точкѣ

4—процессъ плавленія ясно обнаружился. Тогда температура начала плавленія будетъ находиться между точками 3 и 4, или, другими словами, между этими точками пройдетъ линія solidus' а.

Этотъ методъ имѣетъ преимущество передъ термическимъ методомъ въ томъ отношеніи, что онъ не даетъ ложнаго положенія solidus' а, какъ это было указано при разсмотрѣніи фиг. 19. Дѣйствительно, если сплавъ, отъ котораго взятъ испытуемый образецъ, охлаждался недостаточно медленно, вслѣдствіе чего либо смѣшанные кристаллы получились неоднороднаго состава, либо въ сплавахъ лѣвѣе точки Е (фиг. 20) появилась эвтектика Д то при достаточно продолжительномъ нагрѣвѣ образца во время опыта закалки, составъ смѣшанныхъ кристалловъ, выравняется, эвтектика разсосется, и структурно-сосгав-ляюіція сплава будутъ находиться при температурѣ закалки въ томъ близкомъ къ теоретическому равновѣсіи, которое необходимо для опредѣленія начала плавленія и точнаго построенія линіи АЕ.

Опыты закалки можно было бы производить и инымъ путемъ, приближающимъ ихъ болѣе къ способу опредѣленія solidus's, при помощи кривыхъ охлажденія, а именно: можно было бы нагрѣвать испытуемый образецъ до расплавленія и затѣмъ очень медленно охлаждать его до температуры закалки.

Съ теоретической точки зрѣнія нѣтъ разницы между этими двумя способами, преслѣдующими одну и ту же цѣль—полученіе равновѣснаго состоянія сплава въ моментъ закалки, потому что совершенно безразлично, какъ установится равновѣсіе, системы при данной температурѣ, путемъ ли постепеннаго нагрѣванія образца до этой

температуры, или посредствомъ медленнаго охлажденія его отъ нѣкоторой высшей температуры. Но практически второй способъ представляетъ непреодолимыя экспериментальныя трудности: для него требуется высокая первоначальная температура нагрѣва, при когорой трудно избѣжать измѣненія состава образца отъ окисленія. Для сплавовъ съ незначительнымъ содержаніемъ углерода такой высокой температуры нельзя достичь въ горизонтальныхъ печахъ Heraeus'a., которыми приходится пользоваться для опытовъ закалки, такъ какъ печи другихъ системъ по своей конструкціи не позволяютъ обставить опыты закалки всѣми мѣрами предосторожности, необходимыми для предотвращенія измѣненія состава образца и охлажденія его во время закалки. Кромѣ того, невозможно практически осуществить идеально медленное и во всѣхъ опытахъ равномѣрное охлажденіе образца до температуры закалки, а несоблюденіе послѣдняго условія лишаетъ этотъ способъ закалки всякаго его значенія.

Наоборотъ, первый способъ закалки не представляетъ затрудненій для своего практическаго осуществленія: въ печахъ Reraeus'а легко точно установить температуру и держать ее долгое время постоянной. Когда температура печи установилась, въ нее можно быстро внести испытуемый образецъ, продержать его въ печи при постоянной температурѣ опредѣленное время и затѣмъ быстро закалить.

1) Опыты закалки были примѣнены авторомъ впервые при изученіи процесса затвердѣванія чугуновъ въ связи съ графитовыдѣленіемъ и дали удовлетворительные результаты. Однако принятый ранѣе порядокъ производства опытовъ*) въ настоящей работѣ пѣсколь-. ко видоизмѣненъ съ цѣлью увеличить точность опредѣленія температуры закалки и предотвратить случайное окисленіе образцовъ.

Устройство лодочки для опытовъ закалки представлено на фиг. 21 На ней буквою А схематически изображена часть горизонтальной

электрической печи Ueraeus a. В—труба изъ глазированнаго фарфора, вставленная въ печь для предохраненія нагрѣвающаго цилиндра печи отъ случайныхъ поврежденій и для возможности производить нагрѣвъ образцовъ въ атмосферѣ азота. Лодочка ah—размѣромъ: 12 X 12 X 17шш сдѣлана изъ платины; съ правой стороны въ нее впаяна платиновая трубка cd, лѣвый конецъ которой с запаянъ. Въ эту трубку плотно входитъ предохранительная трубка термоэлемента, внѣшній діаметръ которой равенъ — 3mm. и внутренній — d2 =l,2mm. Въ нее вставленъ термоэлементъ Le Chatelier, платиновая проволока котораго помѣщена, во внутреннюю изолирующую трубку размѣра: d\ = 0,8 mm. ^'2 = 0,4 mm. Конецъ внѣшней предохранительной трубки не запаянъ и такимъ образомъ спай термоэлемента остается открытымъ, что въ большой степени повышаетъ точность измѣренія температуръ. Концы проволокъ термоэлемента соединены съ милливольтметромъ Simens и Halscke. На выступающій правый конецъ d платиновой трубки плотно надѣта фарфоровая толстостѣнная трубка т, исполняющая роль ручки для держанія платиновой лодочки; на концѣ трубки т намотана изъ азбестоваго шнура пробка S для правильной установки лодочки въ серединѣ печи. Лодочка съ внутренней стороны обмазана слоемъ магнезіи.

Для предотвращенія окисленія образцовъ (пробъ), нагрѣвъ ихъ производился подъ прикрытіемъ слоя расплавленной соли. Для опытовъ въ зависимости отъ температуры закалки примѣнялись:

КСІ температура плавленія*) Т— 790°

JSaCl „ „ Т— 820°

ВаС/2 „ „ Т— 960°.

Опыты закалки велись слѣдующимъ образомъ: въ печь, нагрѣтую до опредѣленной температуры, осторожно вводилась лодочка, наполненная соотвѣтствующею солью. Когда соль расплавлялась и температура Т° печи точно устанавливалась, лодочка вынималась изъ печи, въ нее помѣщалась проба р (фиг. 21), и лодочка вдвигалась обратно. Во время этой манипуляціи температура лодочки опускалась на 100°— 200°, затѣмъ въ 3—4 минуты достигала прежней величины Т°. Пробы при этой постоянной температурѣ продерживались въ печи въ теченіе 7 минутъ, затѣмъ лодочка быстро вынималась и содержимое ея проба и соль) опрокидывалось въ сосудъ съ водою (6°С**), стоящій непосредственно у отверстія печи. Сосудъ для воды представлялъ изъ

*) Physikah'sch^Cbf'miscfo- ТаЪеІІеп ѵ. ЬамІоІі-ВдгпбЫп 1907 г.

**) Температура воды въ водопроводѣ зимою.

себя цилиндръ въ ІО cm. діаметромъ и въ 1 т. высотою. Общее расположеніе приборовъ во время опытовъ закалки изображено на фиг. 22.

Для полученія быстрой и полной закалки необходимо, чтобы пробы были возможно наименьшихъ размѣровъ, достаточныхъ лишь для изготовленія шлифа и притомъ пробы такой формы, которая при данномъ объемѣ представляетъ наибольшую поверхность охлажденія*).

Пробы въ настоящихъ опытахъ вѣсили около 1 д. _

Онѣ получались изъ корольковъ І—ѴІІ отрѣзаніемъ отъ і ; нихъ на токарномъ станкѣ двухъ шайбъ: аЬ и cd ^гп‘‘-ІШ|1ІІ?І1ішиіі ё (фиг. 23) толщиною въ 2 тт. и разрѣзаніемъ этихъ шайбъ на 8 частей. Стружки, получавшіяся при отрѣзаніи шайбъ (заштрихованныя части на фиг. 23), шли для опредѣленія химическаго состава корольковъ.

Для провѣрки пригодности и точности предложеннаго способа измѣренія температуры закалки пробъ, а также дош нахожденія времени нагрѣва пробъ, необходимаго для установленія равновѣсія, были продѣланы предварительные опыты.

Устройство лодочки гарантировало, что температура пробы соотвѣтствуетъ температурѣ расплавленной соли; температура же соли измѣрялась термоэлементомъ, спай котораго находился у самаго конца платиновой трѵбочоки cd, окруженной расплавленной солью. Возникалъ вопросъ, не успѣваетъ ли проба во время выниманія лодочки изъ печи (до момента погруженія пробы въ воду) немного охладиться. Наблюденія за стрѣлкой милльвольтметра показали, что во время этой операціи, продолжавшейся менѣе Ѵ2 сек., стрѣлка не давала колебанія. Это должно служить доказательствомъ, что охлажденія всего закалочнаго прибора, а слѣдовательно и пробы,—охлажденія, которое могъ бы зарегистрировать примѣнявшійся для опытовъ точной милливольтметръ, не было, слѣдовательно, закалка производилась практически точно при измѣряемой термоэлементомъ температурѣ.

Благодаря нагрѣву пробъ въ средѣ расплавленной соли, а также пропусканію струи азота въ трубку В (фиг. 21) не имѣло также мѣста окисленіе, т. е. измѣненіе состава пробъ, что было провѣрено * ч

*) Примѣненіе большихъ образцовъ для закалки, (работы Кѵ.уп'а и Ваусг'а и Goerc.ns’a), имѣетъ своимъ слѣдствіемъ частичный отпускъ во время самой закалки, сопровождающійся появлеп ѳмъ въ 8акаленвыхь образцахъ тростита. Троститъ, свидѣтельствуя о неполной закалкѣ, затемняетъ и искажаетъ строеніе металла, которое послѣдній долженъ былъ бы имѣіь прн данной температурѣ при условіи идеально быстрой вакалки. Въ опытахъ закалки автора троститовая структура не

ч наблюдалась.

»

Фиг. 22.

"" г ТЧк

«

'» 1 .1

какъ анализомъ пробъ послѣ закалки, такъ и микроскопическимъ изслѣдованіемъ шлифованной поверхности нѣсколькихъ пробъ послѣ за-' калки.

На основаніи предшествующихъ работъ автора продолжительность нагрѣва пробъ при температурѣ закалки была принята въ 7 минутъ.

Для провѣрки, является ли семиминутный нагрѣвъ достаточнымъ для установленія структурнаго равновѣсія пробъ, были сдѣланы слѣ-дующіе опыты. Послѣ того, какъ для сплава IV (при 7-минутномъ на-грѣвѣ) была установлена температура плавленія Ті и ниже ея лежащая температура Ts, при которой проба не начинала плавиться, былъ продѣланъ рядъ закалокъ при температурахъ Ті и Ts съ нагрѣвомъ пробъ въ теченіе I, 3, 5, 7, 10, 20 и 30 минутъ. Эти опыты показали, что при температурѣ Ts начало плавленія не наступило и послѣ получасового нагрѣва пробы и, наоборотъ, при температурѣ Ті процессъ плавленія обнаруживался послѣ трехъ минутъ нагрѣва и вполнѣ устанавливался послѣ 5 минутъ. Принятый нагрѣвъ въ 7 минутъ являлся такимъ образомъ вполнѣ достаточнымъ, такъ какъ нагрѣвы бслѣе продолжительные никакихъ измѣненій въ строеніе пробы не вносили.

Подобной же провѣркѣ съ продолжительностью въ 15 минутъ были одвергнуты при температурахъ Ті и Ts и остальные сплавы.

Для опытовъ закалки былъ взятъ новый термоэлементъ Le Chatelier съ свидѣтельствомъ отъ Королевской Физической Лабораторіи въ Бер* линѣ. Въ теченіе опытовъ послѣ каждыхъ пяти закалокъ термоэлементъ повѣрялся на золото (температура плавленія 1063°). Соотвѣтствующія корректуры вносились въ отчитываемыя температуры, а также принималась во вниманіе температура холоднаго спая термоэлемента, помѣщеннаго въ стеклянныхъ трубкахъ въ проточную воду.

При соблюденіи всѣхъ вышеуказанныхъ предосторожностей были произведены 35 опытовъ закалки, результаты которыхъ сведены въ слѣдующую таблицу И: См. табл. II на 28 стр.

Примѣчаніе: Какъ показываетъ нумерація пробъ, первая серія опытовъ была произведена надъ сплавомъ IV, при чемъ начальная температура закалки была выбрана выше теоретической линіи АЕ (ср. фиг. 4). Полученные результаты были провѣрены и подтверждены опытами серіи II. Затѣмъ были произведены опыты серіи III и IV. Опытовъ этихъ четырехъ серій было достаточно для опредѣленія положенія solidus1 а АЕ, но для болѣе точнаго нахожденія выпуклости solidus'a былъ приготовленъ сплавъ X съ 0,&£?°/о

ТАБЛИЦА II.

* 2 ® I о 1 * і 54 Я о о ' а Т° Температура пробы вь моментъ за калки. Фигура № Примѣчанія.

. і ^6 йі- if , . в1 -' о — * 1 <> W 3 4 5 6 7 S 1227 1204 1ІК5 1167 1153 1143 1140 1130 1120 25 24 Снарлжи оплавлена, подъ микроскопомъ частичное плавленіе. j Частичное плавленіе только подъ микроскопомъ. Слѣды процесса плавленія. Плавленія нѣтъ. 99 »

II — о 2 см 5 со - to и ~ 10 11 12 13 14 15 1218 1198 472 І154 1139 1130 . ( 27 і 28 26 1 * | Снаружи оплавлені, подъ микроскопомъ частичное плавленіе. Плавленіе подъ микроскопомъ. Слѣды процесса планлен я. Плавленія нѣтъ

III CJ й£ SS о-г. 16 17 18 10 20 21 22 23 24 25 26 1310 1300 ■ 1285 1265 1243 1228 1207 11Г5 1170 1150" ИЗО 30 29 !| О Снаружи оплавлена, подъ микроскопамъ частичное плавленіе. і| lj Частичное плавленіе только подъ микроско .онъ. Слѣды процесса плавленія. Плавленія нѣтъ. 99 99 79 >9

IV І-. О £й?-Н ^ Л [S, 5 о о о 27 28 29 30 31 1365 1345 1318 1290 1270 34 { зі I 32 Снаружи оплавлена. Плавленіе подъ микроскопомъ. Слѣды процесса плавленіи. Плавленія нѣіъ. »> »

1

X о* 32 1248 Плавленіе йодъ микроскопомъ.

33 1228 Слѣды процесса плавленія.

34 1208 Плавлевія нѣтъ.

г- <М В *L 35 1186

О о

Cf и съ этимъ сплавомъ было произведено еще четыре опыта серіи V.

2) Микроскопическое изслѣдованіе. Въ пробахъ, температура закалки которыхъ лежала значительно выше линіи АЕ, процессъ плавленія можно было установить по внѣшнему виду пробъ, такъ какъ поверхность ихъ представляла совершенно ясные слѣды наружнаго оплавленія (пробы № 1, 10, 16 и 27.) Въ остальныхъ пробахъ наружный осмотръ не давалъ заключенія о началѣ процесса плавленія; для установленія его всѣ пробы были отшлифованы, протравлены 4 % Рас" творомъ азотной кислоты въ амильалкоголѣ и изслѣдованы подъ микроскопомъ. Это изслѣдованіе даю возможность точ о установить начало процесса плавленія и показало, что плавленіе смѣшанныхъ кристалловъ совершается какъ съ поверхности, такъ и въ толщѣ ихъ. Въ послѣднемъ случаѣ возникаютъ особыя точки или центры плавленія, которые, увеличиваясь и нарастая въ радіальномъ направленіи, образуютъ капли. Расплавленныя части пробъ представляютъ' очертаніе разливающейся жидкости, имѣютъ въ большинствѣ случаевъ эвтектическую структуру и поэтому совершенно ясно отличаются отъ еще нераспла. вившагося металла.

Нѣкоторые наиболѣе характерные примѣры строенія пробъ, до и послѣ начала процесса плавленія, представлены на фиг. 24—34 (фот. таблицы III и IV). Фиг. 24 представляетъ структуру пробы № 9, закаленной при 1120°. Шлифъ состоитъ изъ большихъ кристалловъ (аустенита), пронизанныхъ бѣлыми ланцетовидными включеніями (мартенсита). Между кристаллами аустенита наблюдаются трещины (черныя полосы на фиг. 24), возникшія вслѣдствіе быстрой закалки. Строеніе пробы № 9 характерно для стали, быстро закаленной при высокой температурѣ. Никакихъ признаковъ процесса плавленія на фиг. 24 нѣтъ. Фиг. 25 представляетъ структуру той же пробы послѣ закалки при 1167°. На ней совершенно ясно выраженъ процессъ плавленія смѣшанныхъ кристалловъ (аустенита). Съ лѣвой стороны видна вертикально расположенная полоса эвтектическаго вида. По своему строенію (эвтектика) и по внѣшнему очертанію она несомнѣнно представляетъ расплавившуюся часть шлифа. Въ серединѣ фиг. 25 и немного ниже середины видны два центра плавленія. Правый нижній указываетъ радіальное распространеніе процесса плавленія въ толщѣ кристалловъ; полоса слѣва—оплавленіе кристалловъ съ поверхности (ме~ ждукристальное плавленіе). Фиг. 25 ясно доказываетъ, что при температурѣ въ 1167°, т. е. при температурѣ лежащей ниже теоретическаго solidus'а АЕ, процессъ плавленія уже начался.

Структура фиг. 26 принадлежитъ пробѣ № 15, закаленной до начала процесса плавленія (Т зак. = 1130°) и представляетъ изъ себя переходную стадію отъ аустенита къ мартенситу. На фиг.27 изображено строеніе той же пробы № 15 послѣ закалки при 1154° (значительно ниже теоретической линіи АЕ). Въ центрѣ микрофотографіи находится ясно очерченное, отличающееся отъ структуры остального поля шлифа, свѣтлое включеніе. Такія включенія наблюдаются по всему шлифу. Очертаніе этого включенія характерно для жидкаго металла. При увеличеніи въ 800 разъ (фиг. 28) строеніе включенія—эвтектическое. Это показываетъ, что включеніе представляетъ собой расплавившуюся часть пробы. Такимъ образомъ, фиг. 27 и 28 доказываютъ, что при температурѣ закалки въ 1154° процессъ плавленія, въ видѣ поверхностнаго оплавленія кристалловъ, уже начался.

Фиг. 29 изображаетъ строеніе пробы Л" 25, закаленной передъ началомъ процесса плавленія при температурѣ 1150°. Фиг. 30 представляетъ строеніе той же пробы, закаленной при 1228°. На послѣдней видны четыре островка бѣлаго цвѣта, по своимъ очертаніямъ несомнѣнно принадлежащіе расплавившемуся металлу. Строеніе этихъ островковъ не представляется, однако, эвтектическимъ. Характернымъ въ нихъ является бахромовидное очертаніе контура, которое наблюдается какъ на фиг. 30, такъ и на слѣдующихъ двухъ фиг. 31 и 32, изображающихъ строеніе пробы № 29, закаленной при 1318°. Бахромовидные края островка особенно ясны на послѣдней фиг., снятой при увеличеніи въ 600 разъ. Это явленіе въ связи съ отсутствіемъ эвтектическаго строенія островковъ находитъ себѣ объясненіе въ слѣдующемъ: процессъ плавленія, какъ это было указано выше, состоитъ въ томъ, что сплавъ опредѣленнаго состава распадается на кристаллы съ меньшимъ содержаніемъ углерода и жидкую фазу съ большимъ содержаніемъ углерода, чѣмъ у сплава.

Это распаденіе твердаго раствора совершается вслѣдствіе диффузіи не моментально; проявляясь преимущественно съ поверхности кристалловъ, оно распространяется внутрь ихъ постепенно. Поэтому въ плоскостяхъ спайности кристалловъ появляются первыя капли жидкости, а сами кристаллы съ поверхности становятся бѣднѣе углеро-‘домъ.

Такимъ образомъ, какой-нибудь сплавъ съ а % углерода (фиг. 20) при нѣкоторой температурѣ 4 выдѣлитъ жидкую фазу состава к % углерода. При быстромъ охлажденіи (при закалкѣ) жидкая фаза не успѣетъ разсосаться твердыми кристаллами и потому будетъ затвердѣвать такъ, какъ затвердѣвалъ бы сплавъ К, т. е. будетъ выдѣлять

смѣшанные кристаллы, приближаясь сама къ эвтектическому составу

В. Этотъ пр щессъ затвердѣванія совершается очень быстро и настолько быстро, что его, какъ это показали опыты, не можетъ предотвратить и закалка. Выдѣляющіеся въ жидкой фазѣ смѣшанные кристаллики, а равнымъ образомъ и кристаллики эвтектики притягиваются окружающими ихъ мощными кристаллами твердаго металла и пристаютъ къ послѣднимъ, вслѣдствіе чего микроскопически маленькая капля жидкости теряетъ эвтектическую структуру, а края ея, нося слѣды перемѣщенія кристалловъ, становятся бахромовидными.

Если это объясненіе справедливо, то застывшая капля должна представлять по своей структурѣ вторую составляющую эвтектику, т. е. цементитъ, который по теоріи сплавовъ не можетъ появляться какъ структурно составляющая въ сплавахъ съ содержаніемъ углерода меньшимъ, чѣмъ О,.9°/0.

Для провѣрки высказаннаго предположенія Ч) природѣ бѣлыхъ островковъ, видимыхъ на фигурахъ 30, 31 и 32, всѣ пробы на которыхъ такіе островки были обнаружены, подвергались травленію спеціальнымъ для цементита реактивомъ: пикратомъ натрія,*) который окрашиваетъ цементитъ въ чернокоричневый цвѣтъ. На фиг. 33 представлены снимки шлифовъ фиг. 30 и 31 послѣ протравки* пикратомъ натрія. На ней ясно видно, что упомянутые островки, приняли черную окраску**). Это является доказательствомъ, что островки состоятъ изъ цементита. Появленіе цементита въ сплавахъ съ меньшимъ, чѣмъ О,90!0, содержаніемъ углерода есть результатъ нарушенія правильнаго хода процесса затвердѣванія вслѣдствіе закалки.

Фиг. 32 и 34 представляютъ наглядное доказательство теоріи об-разованія жидкой фазы на счетъ углерода смѣшанныхъ кристалловъ: на фиг. 32 островокъ расплавившагося металла окруженъ свѣтлой каймой бѣднаго углеродомъ желѣза. Еще яснѣе это видно на фиг. 34, на которой сфотографировано такое мѣсто шлифа, въ которомъ процессъ плавленія только начинается: кристаллы по поверхности обезуглеро-жены, и между ними образуются участки раздробленныхъ кристалликовъ, которые въ дальнѣйшемъ плавятся.

3) Діаграмма состоянія желѣзо-углерод-сплавовъ. На основаніи кривыхъ охлажденія фиг. 6 и результатовъ опытовъ закалки построена діаграмма состоянія желѣзо-углерод-сплавовъ, изображенная на фиг. 35.

Сплошныя линіи діаграммы представляютъ результаты опытовъ автора. Линіи штрихового пунктира проведены по даннымъ проф. Неуп’а. (21>

----- -ѵи> оѵібѵт-аоѵь

-----ѵиз ігроф, с^Сеу ѵг’сѵ.

^ осл*ъ&*ьо&клл, 6jovJ^x-t> ojcoook^ с-міл».

ф -ЦДЛ&А«/1ч2«/ л\<3<^ь ,*лллісуоосЙі>ѴѴОЛЛ*'

• 1Л)Оо5іи, >К.

Фа г. 35.

и пунктиръ мелкими черточками представляетъ линіи экспериментально еще неустановленныя.

Для точки плавленія чистаго желѣза принята на діаграммѣ температура въ 1505° С, согласно даннымъ Carpenter’а. (22) и Muller'а {2‘6).

Положеніе эвтектической точки В провѣрено и установлено при 4,2% С. Для послѣдней цѣли авторъ получилъ отъ проф. Goerens’а сплавъ съ хорошо выраженной эвтектической структурой, изображенной на фиг. 36.

Анализъ этого сплава далъ слѣдующіе результаты:

1. 4,144 4. 4,174

2. 4,240 5. 4,213

3. 4,239 6. 4,182

въ среднемъ: 4,194 = со 4,20°/о С.

Температура эвтектической линіи ЕС, въ согласіи съ предшествующими изслѣдованіями автора, получена при 1134°.

Положеніе точки Е установлено при 1,70% С, что значительно отличается отъ принятаго до сихъ поръ положенія точки Е при 2°/° С, и приближается къ первоначальнымъ даннымъ В. Austen’а. Для перемѣщенія точки Е влѣво служили слѣдующія основанія.

Микроскопическое изслѣдованіе сплава IV съ J,762°/0С обнаружило слѣды эвтектики (см. фиг. 37 и 10), характеризующейся своеобразнымъ для эвтектики скопленіемъ пластинокъ цементита. Совершенно ясно такія эвтектическія скопленія наблюдаются въ сплавѣ V съ 2,165°/0 Ст (фиг. 11), въ которомъ, согласно до сихъ поръ принимаемому положенію точки Е при 2% С, должны были бы находиться лишь слѣды эвтектики. Однако, нахожденіе эвтектики въ этихъ сплавахъ не можетъ еще считаться достаточнымъ основаніемъ для перемѣщенія точки Е влѣво, такъ какъ, согласно объясненію В. ВоогеЬоот’а*), въ сплавахъ, близкихъ къ 2% С можно иногда наблюдать эвтектику, появляющуюся вслѣдствіе недостаточно медленнаго охлажденія сплава: такое охлажденіе препятствуетъ выравненію состава смѣшанныхъ кристалловъ; жидкая фаза остается въ избыткѣ и можетъ наблюдаться въ такихъ сплавахъ, въ которыхъ теоретически она существовать не должна (ср. объясненіе на стр. 21 и 22 къ фиг. 19).

Однако, сплавъ съ такой эвтектикой находится въ неустойчивомъ равновѣсіи, и она необходимо должна разсосаться при пагрѣвѣ сплава до опредѣленной температуры.

Для того чтобы рѣшить вопросъ, является ли эвтектика въ сплавахъ съ 2°/о С структурно-составляющей или продуктомъ недостаточно медленнаго охлажденія, былъ сдѣланъ слѣдующій повѣрочный опыть: былъ приготовленъ сплавъ съ 2°/о С и изъ него вырѣзанъ

*) См. (4) стр, 444.

плоскій шлифъ. Строеніе шлифа представлено на фиг. 38 и показываетъ несомнѣнное присутствіе эвтектики. Надъ одной половиной этого шлифа былъ произведенъ химическій анализъ, который далъ содержаніе углерода С = 2,006%» а другая половина была разрѣзана на четыре части и подверглась слѣдующей термической обработкѣ. Всѣ четыре пробы были помѣщены въ печь Heraeus’а, нагрѣты въ струѣ азота до 1140° и при этой температурѣ продержаны 15 минутъ. Затѣмъ одна проба закалена, а остальныя оставлены медленно охлаждаться. Черезъ 5 минутъ при температурѣ 1135° закалена 2-я проба, еще черезъ пять минутъ при 1130° закалена 3-я проба, четвертая же оставлена медленно охлаждаться вмѣстѣ съ печью. Всѣ четыре пробы показали присутствіе эвтектики въ томъ же количествѣ, въ какомъ она находится на фиг. 38, а это служитъ доказательствомъ того, что въ сплавѣ съ 2% С эвтектика является структурно составляющей, т. е. что точка Е лежитъ лѣвѣе 2% углерода.

Для болѣе точнаго опредѣленія положенія точки Е былъ примѣненъ кромѣ микроскопическаго изслѣдованія и термическій методъ Таттаті1 а(24). Со сплавовъ V, VI и VII и чугуна съ 3,868% С были сняты кривыя охлажденія. Опыты производились въ криптолевой печи Eriedvich’а. *) —-

Вѣсъ корольковъ равнялся 30 дг. Для снятія кривыхъ были примѣнены самыя тонкія предохранительныя трубки, изготовляемыя въ институтѣ проф. Таттапп’а. Отчетъ температуры совершался черезъ каждыя 10 секундъ. Данныя этихъ опытовъ сведены въ таблицу III; кривыя охлажденія изображены на фиг. 39. При опредѣленіи продол-

ТАБЛИЦА III.

Содержаніе | Остановки. Температура °С. Продолжи-тельность sb-

Сплавъ. углерода. % \ Начало затвердѣвай ія. Эвтектика. Эвтектоидъ (Агж). тектической остановки въ севувдахъ.

а 3.801 1180 1134 706 110

Ъ 3.596 1199 ИЗО 707 92

с 2.742 1282 1125 708 52

d 1.913 1358 1066 710 Ф 13

*) См. описаніе въ Metallurgie. 1907 стр, 781 и 1908 стр. 530.

жительности эвтектической остановки кривыя охлажденія были идеализированы, какъ это видно изъ фиг. 39.

Полученныя величины остановокъ нанесены въ видѣ ординатъ на фиг. 85. Соединяющая концы ординатъ прямая Ъе почти точно приходитъ въ пунктъ Е съ содержаніемъ углерода въ 1.7%.

Подобная провѣрка положенія точки была сдѣлана и по кривымъ охлажденія исходныхъ сплавовъ У—IX, но при пользованіи этими кривыми она является менѣе точной, такъ какъ вѣсъ сплавовъ не былъ совершенно одинаковъ, почему для полученія продолжительности эвтектическихъ остановокъ пришлось ввести соотвѣтствующую корректуру. Проведенная на фиг. 35 подъ эвтектической линіей ЕС двѣ кривыя Ео и оС представляютъ измѣненіе продолжительности эвтектическихъ остановокъ сплавовъ V—IX. Кривая Ео показываетъ, что точка Е несомнѣнно лежитъ лѣвѣе 2°/° углерода.

Результаты только что описанныхъ опытовъ и упомянутыхъ выше данныхъ микроскопическаго изслѣдованія послужили основаніемъ для установленія точки Е при 1,7% углерода.

Обращаясь къ діаграммѣ фиг. 35, необходимо указать, что эвтектическая линія ЕС проведена на ней согласно теоретическимъ требованіямъ горизонтально при температурѣ 1134° хотя эвтектическія остановки на кривыхъ У, УІ и УІІ (фиг. 6), (тоже и на кривой d фиг. 39) получились при болѣе низкихъ температурахъ.

Что эти остановки являются дѣйствительно эвтектическими, слѣдуетъ съ несомнѣнной ясностью изъ микроскопическаго изслѣдованія сплавовъ, принадлежащихъ упомянутымъ кривымъ: во всѣхъ сплавахъ съ такой остановкой наблюдалась эвтектика: смѣшанные кристаллы Еея С (ледебуритъ); пониженіе же эвтектической остановки необходимо объяснить переохлажденіемъ*), которое обнаруживается тѣмъ рѣзче, чѣмъ меньше содержаніе углерода въ сплавѣ. Явленіе переохлажденія въ бѣлыхъ чугунахъ фактъ общеизвѣстный. Можно думать,, что такія пониженныя эвтектическія остановки были приняты Carpenter'отъ и Keeling*омъ за точки, принадлежащія кривымъ аЕ и Е' Рг (фиг. 2).

Что касается линіи BD, то цѣлый рядъ опытовъ закалки для опредѣленія этой линіи не далъ положительныхъ результатовъ, поэтому на діаграммѣ фиг. 35 она, какъ неизвѣстная, проведена пунктиромъ**).

Заканчивая этимъ описаніе опытовъ закалки, необходимо указать^ что принятыйилетодъ закалки далъ возможность опредѣлить только неизвѣстную линію АЕ, положеніе которой установлено при значительно низшихъ температурахъ, чѣмъ это до сихъ поръ принималось. Точность сдѣланнаго опредѣленія, конечно, находится въ непосредственной зависимости отъ точности измѣренія температуры закалки и отъ того, насколько удалось въ примѣненномъ методѣ достичь структурно равновѣснаго состоянія пробъ, т. е. полной однородности смѣшанныхъ кристалловъ.

Абсолютной точности въ исполненіи обоихъ условій достичь невозможно. Практически же они были выполнены: конструкція закалочнаго аппарата гарантировала возможную точность измѣренія темпера, туры закалки; микроскопическое изслѣдованіе пробъ показало ихъ полную однородность, а поэтому экспериментально опредѣленная линія начала плавленія сплавовъ отъ 0°/0 до С должна отличать-

ся отъ истиннаго положенія solidus’ а АЕ лишь незначительно, и во всякомъ случаѣ не больше, чѣмъ и прочія экспериментально опредѣленныя линіи діаграммы состоянія желѣзо-углерод-сплавовъ.

Если принять во вниманіе, что существующіе сорта углеродистой стали никогда не обладаютъ теоретически необходимой однородностью структуры, то полученная авторомъ линія АЕ практически точно опредѣляетъ температуры начата плавленія стали. Новое пониженное положеніе линіи АЕ имѣетъ большое техническое значеніе въ вопро-

*) Подобное явленіе переохлажденія наблюдать и Goirckr при изслѣдованія системы Fr -f Р (Mctallurgir б, 1908 сгр. 624).

**) Для нахожденія ѳюй линіи авторомъ производятся дальнѣйшіе опыты.

сѣ безопаснаго нагрѣва стали, такъ какъ согласно теоріи Stausfild’а (25) пережогъ стали обнаруживается съ того момента, когда сталь начи-наетъ плавиться, т. е. переходитъ черезъ линію АЕ въ область АЕВ діаграммы (фиг. 85).

В. Опыты цементаціи.

I. Въ процессахъ плавленія и затвердѣванія желѣзо-улерод-спла-вовъ цементація и распаденіе карбида желѣза играютъ важную роль, такъ какъ отъ нихъ существенно зависитъ перемѣнный при высокихъ температурахъ составъ смѣшанныхъ кристалловъ, образующихъ основную массу стали и чугуна.

Согласно діаграммѣ состоянія желѣзо-углерод-сплавовъ (фиг. 35) максимальное количество „углерода", которое способно растворить въ твердомъ состояніи у—желѣзо, опредѣляется линіей SE. Положеніе этой линіи до сихъ поръ остается невыясненнымъ, такъ какъ въ вопросѣ о растворимости „углерода" мнѣнія изслѣдователей расходятся въ зависимости отъ того, принимаютъ ли они двѣ діаграммы или одну діаграмму для желѣзо-углерод-сплавовъ.

Въ первомъ случаѣ, вслѣдствіе того, что элементарный углеродъ, какъ стабильная форма, долженъ обладать меньшей растворимостью въ желѣзѣ, чѣмъ метастабильная форма—карбидъ желѣза, необходимо должны существовать и двѣ линіи растворимости углерода въ у—желѣзѣ: S'E' и SE: первая, указывающая предѣлъ растворимости элементарнаго углерода и вторая—карбида желѣза въ У—желѣзѣ, при чемъ линія S'E', согласно вышеуказанному, должна протекать на всемъ протяженіи лѣвѣе линіи SE.

Во второмъ случаѣ предполагается, что элементарный углеродъ не растворяется непосредственно въ желѣзѣ, а образуетъ карбидъ желѣза, который и входитъ въ твердый растворъ. При такомъ предположеніи для опредѣленія растворимости „углерода" въ желѣзѣ достаточно одной линіи SE, представляющей собою предѣлъ насыщенія у—желѣза карбидомъ желѣза, такъ какъ науглероживаніе желѣза элементарнымъ углеродомъ, т. е. цементація, въ предѣлахъ температуръ отъ 700° до 1134° возможна лишь въ такой мѣрѣ, въ какой желѣзо ■способно растворить образующійся во время цементаціи карбидъ желѣза.

Объясненіе процесса цементаціи, основанное на теоріи „двухъ діаграммъ", представляетъ неясности. Трудно, напримѣръ, объяснить, почему углеродъ, растворившись въ желѣзѣ какъ таковой, выдѣляется при послѣдующемъ охлажденіи изъ раствора въ видѣ карбида желѣза.

ІІроф. Howe *), защитникъ разсматриваемой теоріи, считаетъ „естественнымъ", что выдѣленіе раствореннаго элементарнаго углерода совершается въ видѣ метастабильной формы цементита. Онъ пишетъ: „первоначально возникающія маленькія частички графита, которыя образуются при обратномъ выдѣленіи его изъ раствора, производятъ сильное давленіе на окружающую ихъ среду, вслѣдствіе чего**) дальнѣйшее выдѣленіе углерода происходитъ уже въ формѣ цементита. Превращеніе графита въ цементитъ обозначаетъ только то, что часть элементарнаго углерода при нагрѣваніи растворяется (какъ та* новая), а при послѣдующемъ охлажденіи снова выдѣляется въ формѣ ‘ цементита".

Если изобразить предполагаемый Howe процессъ выдѣленія цементита графически, то онъ долженъ представиться въ слѣдующемъ видѣ (фиг. 40):

Положимъ, что желѣзо, растворившее ^ въ себѣ опредѣленное количество к °/0 & элементарнаго углерода, начинаетъ охлаждаться. Тогда въ точкѣ а произойдетъ выдѣленіе „маленькихъ частичекъ графита".

Затѣмъ, вслѣдствіе возникшаго отъ выдѣленія графита давленія, начнетъ выдѣляться цементитъ. Но выдѣленіе цементита не можетъ начаться только въ точкѣ въ которой ордината сплава пересѣчетъ линію SE. Такимъ образомъ, предполагаемый Ногсе Ж процессъ выдѣленія цементита требуетъ, чтобы цементированная гиперэвтектическая сталь содержала графитъ (выдѣлившійся на участкѣ а, Ь) и цементитъ. Однако, многочисленныя наблюденія надъ цементированной сталью свидѣтельствуютъ объ отсутствіи въ ней ' графита, что является опроверженіемъ предлагаемаго Ногѵе объясненія процесса образованія цементита.

Дальнѣшимъ затрудненіемъ въ объясненіи процесса цементаціи съ точки зрѣнія теоріи двухъ діаграммъ является тотъ фактъ, что желѣ“ зо во время цементаціи поглощаетъ больше углерода, чѣмъ это соотвѣтствуетъ предѣлу насыщенія его элементарнымъ углеродомъ, т. е.

*) СѴ. (13) сгр. 106.

**) Вліяніе давленія на а:ованіе цементита. Hour основываетъ ва извѣстномъ, аакопѣ Le Chat'iier ( м. (13) сносва 16 на стр. 79).

линіи SE', а при нѣкоторыхъ условіяхъ получается даже чистый карбидъ желѣза.

Для объясненія этихъ явленій Ilowe предлагаетъ новую теорію процесса цементаціи, которая сводится къ слѣдующему. Цементація совершается волнообразно, вслѣдствіе происходящихъ незначительныхъ колебаній температуры. При пониженіи температуры изъ насыщеннаго цементирующимъ веществомъ (графитомъ) аустенита происходитъ выпаденіе цементита, вслѣдствіе чего аустенитъ перестаетъ быть насыщеннымъ относительно графита. При послѣдующемъ повышеніи температуры аустенитъ, ненасыщенный теперь относительно графита, вновь растворяетъ его. Опять слѣдуютъ пониженіе температуры съ выпаденіемъ цементита, повышеніе съ раствореніемъ графита и т. д.

Во время періодовъ повышенія температуры происходитъ также и обратное раствореніе выпавшаго цементита, но въ слояхъ, соприкасающихся съ цементирующимъ веществомъ, это раствореніе количественно больше, чѣмъ въ послѣдующихъ слояхъ, а это заставляетъ цементитъ диффундировать отъ поверхности къ центру при каждомъ повышеніи температуры. Результатомъ такихъ колебаній температуры и связаннаго съ ними поглощенія графита внѣшними слоями и передачи цементита отъ периферіи къ центру получается науглероживаніе желѣза въ степени большей, чѣмъ эго слѣдуетъ по діаграммѣ состоянія для стабильной системы.

Относительно изложенной теоріи Howe необходимо сказать слѣдующее. Она основана на двухъ предположеніяхъ: 1) что во время цементаціи происходятъ постоянныя незначительныя колебанія температуры и 2) что во время періода повышенія температуры выпавшій цементитъ не успѣваетъ раствориться и поэтому аустенитъ получаетъ возможность вновь растворить нѣкоторое количество# графита.

Оба эти предположенія не подтверждены экспериментально. Обращаясь къ фиг. 40, мы видимъ, что насыщенный графитомъ внѣшній слой цементируемаго предмета (точка а) можетъ начать выдѣленіе цементита, согласно вышеизложенному объясненію Howe, только въ точкѣ Ь. Интервалъ температуръ между точками а а Ъ при большомъ раз' стояніи между линіями S'E' и SE, какъ это принимаетъ Ногѵе, долженъ быть значительнымъ. Значительныя (постоянныя) колебанія температуры при процессѣ цементаціи едва ли могутъ имѣть мѣсто. Кромѣ того, во время повышенія температуры отъ Ъ до а, даже въ томъ случаѣ если бы выдѣлившійся цементитъ не успѣлъ вновь раствориться, все же аустенитъ поверхностнаго слоя не можетъ растворять графита, т. к. во всемъ интервалѣ Ь—а онъ является относительно

графита пересыщеннымъ. Такое раствореніе можетъ произойти только при повышеніи температуры выше точки а, но это невозможно, такъ какъ температура цементаціи предполагается постоянной.

Второе предположеніе о томъ, что цементитъ во время періода повышенія температуры не успѣваетъ раствориться и что вслѣдствіе этого успѣваетъ раствориться графитъ въ аустенитѣ противорѣчитъ даннымъ практики закалки и цементація стали, изъ которыхъ извѣстно что раствореніе цементита въ желѣзѣ (переходъ перлита въ аустенитъ) происходитъ горазно быстрѣе, чѣмъ раствореніе (по Howe) элементарнаго углерода въ желѣзѣ (процессъ цементаціи).

Изложенную теорію цементаціи Howe предложилъ главнымъ образомъ для объясненія возможности полученія карбида Fe3C изъ чистаго желѣза путемъ цементаціи (опыты Margueritte (26), Р. Charpy (21), Howe и Offerhmis'а*). Но какъ разъ къ этимъ опытамъ изложенная теорія не можетъ имѣть примѣненія, такъ какъ она разсматриваетъ явленія цементаціи, т. е. науглероживанія элементарнымъ углеродомъ при температурахъ выше 700°, при которыхъ вопросъ о растворимости углерода въ желѣзѣ играетъ первенствующую роль, между тѣмъ какъ въ упомянутыхъ опытахъ науглероживаніе производилось не элементарнымъ углеродомъ, а окисью углерода и ціанистымъ каліемъ при температурѣ ниже 700°, т. е. въ той области температуръ, гдѣ цементитъ совершенно не растворимъ въ желѣзѣ. Полученіе цементита при этихъ условіяхъ необходимо разсматривать какъ опредѣленную химическую реакцію образованія карбида желѣза, не имѣющую отношенія къ теоріи цементаціи проф. Howe.

Процессъ цементаціи получаетъ удовлетворительное объясненіе, если, какъ это было указано выше, предположить, что раствореніе элементарнаго углерода въ желѣзѣ происходитъ путемъ образованія карбида желѣза. Въ такомъ случаѣ, цементація желѣза при данной температурѣ между 700° и 1134° можетъ происходить лишь до тѣхъ поръ, пока желѣзо не будетъ насыщено карбидомъ желѣза, т. е. перемѣщеніе фигуративной точки состава желѣза слѣва направо будетъ продолжаться до встрѣчи ея съ линіей SE. Этого требуетъ теорія одной діаграммы, это подтверждаютъ и нѣкоторыя экспериментальныя данныя.

Предлагаемое объясненіе процесса цементаціи не находится въ противорѣчіи и съ тѣмъ обстоятельствомъ, что карбидъ желѣза при температурахъ выше 700° является нестойкимъ соединеніемъ, т. е. что реакція:

*) Mctallurgir т. VI (1909) стр. 82.

•

при температурѣ выше 700° можетъ игти слѣва направо. Дѣйствительно. свободный карбидъ при температурѣ выше 700° распадается; (на этомъ основанъ процессъ полученія ковкаго чугуна), но карбидъ, находящійся въ растворѣ, распаденію не подвергается, и поэтому образованіе карбида выше 700° можетъ происходить при условіи, если образующійся карбидъ растворяется въ окружающемъ его желѣзѣ. Такой ходъ не противорѣчитъ законамъ > гтчіи. Такимъ образомъ, движеніе реакціи:

Fez Fe -f С

■справа налѣво можетъ итти до тѣхъ поръ, пока все желѣзо не окажется насыщеннымъ карбидомъ. Движеніе же реакціи слѣва направо, т. е. распаденіе цементита, возможно только для цементита свободнаго, не находящагося въ растворѣ*)

II. Изъ высказаннаго положенія о процессѣ цементаціи слѣдуетъ, что науглероживаніе желѣза при данной температурѣ (между 700° и 1134°) должно окончиться въ тотъ моментъ, когда желѣзо окажется насыщеннымъ по отношенію цементита.

На діаграммѣ состоянія (фиг. 35) линія SE, показывающая предѣлъ растворимости цементита въ -у—желѣзѣ, опредѣлена проф. Iieyn’owb только на протяженіи, обозначенномъ удлиненнымъ пунктиромъ. Дальнѣйшее теченіе этой линіи неизвѣстно. Если соединить точку Е, опредѣленную авторомъ при 1,7% съ концомъ линіи Неуп’а, то получается плавная кривая SE, которая и должна опредѣлять конецъ цементаціи для различныхъ температуръ.

Для провѣрки положенія неизвѣстной части вѣтви линіи SE были произведены опыты цементаціи и отжига, имѣвшіе своей цѣлью опредѣлить то максимальное количество связаннаго углерода, которое можетъ

*) Это распаденіе имѣетъ мѣсто при графигообразованіи, а также и при обжигѣ бѣлаго чугуна. Оно совершается тѣмъ быстрѣе, чѣмъ выше температура и только ао тѣхъ поръ, пока имѣется свободный цементитъ. Бѣлый чугунъ п'слѣ отжига долженъ представлять изъ себя конгломератъ изь углерода отжига и металлической массы, содержащій въ себѣ столько связаннаго углерода, сколько соотвѣтствуетъ предѣлу насыщенія желѣза цементитомъ при температурѣ отжига. Если въ практикѣ наблюдаются случаи, гдѣ ковкія отливки содержатъ значительно меньше'связаннаго углерода, чѣмъ этого требуетъ діаграмма состоявіа, или совсѣмъ не содержать его, то это объясняется вліяніемъ кремнія (опыты Tl/««t’a 28). который способствуетъ распаденію карбида, понижая способность желѣза растворять его, а также непосредственнымъ выгораніемъ карбида изъ твердаго раствора при окислительномъ отжигѣ (теорія HadfieUVа *8). Распаденію карбида способствуетъ, повиднмому, уменьшеніе давленія среды, ва что указываютъ опыты отжига чугуна въ безвоздушномъ пространствѣ (1Гй«# з°).

образоваться въ желѣзѣ путемъ цементаціи его элементарнымъ углеродомъ. При этомъ для подтвержденія высказанныхъ положеній* интересно было прослѣдить различныя формы цементаціи, а именно: внѣшнюю цементацію—при помощи цементирующаго вещества (углерода) и внутреннюю—посредствомъ графита въ сѣромъ чугунѣ и посредствомъ углерода отжига—въ бѣломъ отожженномъ чугунѣ,—въ послѣднемъ случаѣ для провѣрки предѣла распаденія свободнаго цементита.

Поэтому для опытовъ цементаціи были взяты слѣдующіе матеріалы:

1) Шведское желѣзо (N. Е.): С= 0,041%,

2) Бѣлый шведскій чугунъ (S. Е.): С — 3,746°/0; граф. = 0%;

3) Сѣрый мелкографитистый чугунъ, полученный изъ предыдущаго^ бѣлаго путемъ переплавки:*) С = 3,674%; граф. = 2,263% и связ.

С= 1,411%.

Опыты цементаціи производились въ горизонтальной печи Heraeus’a. Результаты оптятовъ сведены въ слѣдующую таблицу IV: См. таб. IV* на стр. 43.

Въ опытахъ № 36—41 производилась цементація (графитомъ) желѣзныхъ цилиндриковъ (d = 8 mm., h = 20 mm), помѣщенныхъ въ графитовые тигли. Эти опыты не дали положительныхъ результатовъ. Они лишь показали, что цементація при условіяхъ опытовъ идетъ очень медленно и что она тѣмъ сильнѣе, чѣмъ выше температура цементаціи **).

Въ опытахъ 42 —43-былъ примѣненъ костяной уголь, и цементаціи подвергались одновременно всѣ три матеріала. Въ этихъ двухъ опытахъ цементація цилиндриковъ оказалась также незначительной, несмотря на 24-часовой нагрѣвъ, и поэтому опыты съ цилиндриками были оставлены. Опытъ 42 показалъ, что цементитъ бѣлаго чугуна не разложился при 1080° даже послѣ 3-хъ часового нагрѣва, это, въ согласіи съ опытами Тгетопт*а (У1), указываетъ, что распаденіе цементита ниже 1100° идетъ медленно. Въ опытѣ 43 послѣ 24-хъ часового нагрѣва цементитъ распался, и какъ показало микроскопическое изслѣдованіе, весь безъ остатка, при чемъ количество связаннаго углерода получилось по анализу равнымъ 1,607%, что согласно линіи SE, соотвѣтствуетъ растворимости цементита въ желѣзѣ при 1080°.

*) При переплавкѣ намѣренно былъ ускоренъ интервалъ затвердѣвавія и замедлено послѣдующее охлажденіе, вслѣдствіе чего графитъ получился въ видѣ тонкихъ и мелкихъ пластинокъ.

**) Вліяніе температуры на скорость цементаціи подробно изслѣаовали Giolitti и СагпггаШ (Girss.-Zeit. 1909 .Ns 1 и 2).

ТАБЛИЦА IV.

Г 1 £ Темпе- А и а л в з ъ. в 05 *=1 X •

и <а н 3 с О Матеріалъ иріДОЛЖИ ПОСТЪ 0І1Ы часахъ. ратура опыта Т° С. Общій С. 0/0 Гра- фитъ. о/о Связ. С. о/о О ё за S = о ® 63 5 о Й Примѣчанія.

36 N. Е. 1 1050 _ Нсцементированъ.

37 N. Е. 3 1040—50 — — — Я еэ О н Немного цементированъ съ краю.

38 N. Е. 17 1040—50 — — — г< о as Цементированъ съ краю.

39 N.E. 1 1100 — — — 3 S о Немного цементированъ съ краю.

40 N. Е. 3 1100—05 — — — Й а »■ к >' »>

41 N. Е. 24 1100—10 " 1 о Цементація не-проппкла до середины.

N. Е. і — .. я Немного цементированъ съ краю.

42 а. в. 3 1080—90 — — — =а | і Цементитъ не разложился.

а. п.\ 3,672 2,084 1.592 і 4 1

N. Е. 0,559 — — а Цементированъ только съ краю.

43 S. If. 24 1080—90 3,726 2,119 1,607 * 1 Полное разложеніе цементита.

(f. ш — — — оЗ СО | Обгорѣлъ съ краевъ.

44 N. Е\ 1 1115—20 1,635 1,635 • При опытахъ цементаціи № 41—51

45 N. Е. G. В. 1 3 1 і 1,659 1115—20; і 3,672 2,021 1,659 1,651 а S3 (со стружками) микроскопическое изслѣдованіе иробъ не могло бытъ

46 N.E 5 1110—20 1,661 — J.,661 со произведено.

47 N. Е. 3 940—50 1,213 — 1,213 *4

48 V Е. 8 940—50 1,258 — 1,258 as

49 Л’. Е 13 940—50 1,257 1 1,257 <в

6С ІѴ. Е. 15 1020—30 1,455 — 1 455 со

51 і| N. Е. 1 15 1060-70 1,595 - 1.595

ег S. В. V* 1135 3,531 1,818 1,71з| Цементитъ разложился, начало плавленія.

N

Въ опытахъ 44—51 для ускоренія процесса цементаціи примѣнялась смѣсь и 60% сахарнаго угля и 40% углекислаго барія и цементированію подвергались желѣзныя стружки*).

Эти опыты показали, что (въ условіяхъ опытовъ) цементація при 940°—950° достигаетъ своего предѣла въ теченіе 8 часовъ (опыты

46—48), такъ какъ при цементаціи въ продолженіи 13 часовъ количество поглощеннаго углерода не увеличилось. Цементація при температурѣ 1115° —1120° заканчивается черезъ три часа (опыты 44—46). Опыты 50 и 51, какъ контрольные, были произведены продолжительностью въ 15 час., но и при этихъ условіяхъ количество поглощеннаго углерода оказалось соотвѣтствующимъ линіи SE.

Въ опытахъ 42 (G. В.) и 45 (G. В.) цементація произошла главнымъ образомъ насчетъ графита чугуна: содержаніе графита уменьшилось, количество связаннаго углерода (1,411%) возросло: въ первомъ случаѣ до 1,592% и во второмъ до 1,651°/о. Эти два опыта въ сравненіи съ опытами 36—4Цпоказали, что внутренняя цементація идетъ значительно быстрѣе внѣшней, что и понятно, такъ какъ цементирующее вещество—графитъ въ первомъ случаѣ распредѣленъ по всей массѣ ме-талла-

Наконецъ, опыты 43 (S. В.) и 63 (изъ слѣдующей серіи) удостовѣрили: 1), что распаденію подвергается только свободный цементитъ: въ опытѣ 43 (S. В.) количество оставшагося вь чугунѣ связаннаго углерода (цементита) соотвѣтствуетъ предѣлу насыщенія желѣза цементитомъ при данной температурѣ, и 2) что распаденіе цементита происходитъ гораздо быстрѣе при высокихъ температурахъ (1135°), чѣмъ при болѣе низкихъ, напримѣръ (1080°).

Результаты опытовъ № 42,

43, 45,46, 49, 50, 51 изображены графически на фиг. 41,

*) исключая опыта 45 (6r. It.), въ которомъ, какъ и въ опытѣ 42 (G. Ті.) чугунъ былъ въ видѣ цилиндрика указанныхъ размѣровъ.

О

изъ которой видно, что точки, представляющія количество углерода,, логлащеннаго желѣзомъ при цементаціи, расположились по кривой, которая практически точно является продолженіемъ кривой Se, послѣдняя же по опытамъ Неуп*а представляетъ линію предѣла растворенія цементита въ у—желѣзѣ.

Результаты описанныхъ опытовъ, подтверждая высказанное положеніе о ходѣ процесса цементаціи, находятся въ согласіи съ изслѣдованіи Boystm’а(32), который подвергая внутренней цементаціи при температурѣ 1030° ковкій чугунъ и производя при той же температурѣ отжигъ бѣлаго чугуна получилъ въ обоихъ случаяхъ содержаніе связаннаго углерода, равное 1,5°/0. Они, однако, значительно отличаются отъ результатовъ опытовъ другихъ изслѣдователей, напримѣръ, Charpy и Grenet (33), Неуп и Bauer (34), Charpy (3G), Benedicks (36) и Hadficld (29).

По даннымъ перечисленныхъ авторовъ (кромѣ Iladfield’а), растворимость элементарнаго углерода меньше, по даннымъ Hadfield’а больше, чѣмъ въ опытахъ автора.

Относительно изслѣдованій Chwrpy и Grenet, Неуп'а и Bauer’а необходимо указать, что матеріалы, которыми они пользовались, содержали значительное количество кремнія, который, какъ извѣстно, понижаетъ растворимость цементита въ желѣзѣ, поэтому полученныя ими данныя не могутъ служить для опредѣленія линіи SE.

Въ опытахъ Charpy(ЗГ)) не указаны условія опытовъ. Необходимость снятія передъ анализомъ въ опытахъ (а) слоя въ 2 mm толщиною позволяетъ предположить, что во время нагрѣва произошло окисленіе (обезуглероживаніе). О такомъ окисленіи упомянуто при описаніи опытовъ серіи Ь. Такъ какъ при окислительномъ отжигѣ по теоріи Hadfield’a выгораетъ непосредственно цементитъ, то можно предположить, что окисленіе въ опытахъ уменьшило содержаніе связаннаго углерода въ чугунѣ, вслѣдствіе чего „растворимость графита въ желѣзѣ при 1000°“ получилась только въ 1,00% С.

Benedicks не опредѣлялъ въ своихъ опытахъ растворимость графита въ желѣзѣ аналитически. Для температуры въ 910°ztzl0° онъ считаетъ ее по виду структуры равной отъ 0,9% до 1,2% С. Послѣдняя цифра близко подходитъ къ даннымъ автора.

Наконецъ, по опредѣленію Hadfield'а растворимость цементита въ желѣзѣ при 960° равна 1,63°/0 О, что значительно превышаетъ данныя автора. Однако, едва ли эта цифра правильна: Hadfield цементировалъ сталь съ 1,64% С въ древесномъ углѣ при температурѣ 960°. По окончаніи цементаціи содержаніе связаннаго углерода въ стали

не измѣнилось, откуда Hadfield заключаетъ, что 1,63% С (данное анализа послѣ цементаціи) и есть предѣлъ насыщенія желѣза цементитомъ. Если, однако, принять во вниманіе, что сталь съ 1,64% (7 при температурѣ 960° можетъ состоять изъ аустенита, насыщеннаго цементитомъ при данной температурѣ и избыточнаго цементита, не вошедшаго въ растворъ, то естественно, что количество углерода, не могло быть увеличено цементаціей. Анализъ же стали не могъ дать истинной- величины растворимости цементита въ аустенитѣ, такъ какъ въ количество углерода 1,63°/0 вошло неизвѣстное количество углерода цементита, оставшагося въ избыткѣ.

..ІГ ГТ’-ЛТ!

' МТ _

,г

\ »

■я

IV. Теорія плавленія и затвердѣванія желѣзо-углерод-сплавовъ.

Послѣ всѣхъ вышеизложенныхъ опытовъ, имѣвшихъ своею цѣлью провѣрку діаграммы состоянія желѣзо-углерод сплавовъ, отысканіе недостающихъ въ ней линій и разсмотрѣніе явленій цементаціи и отжига, какъ процессовъ участвующихъ въ плавленіи и затвердѣваніи чугуна и стали, представляется возможнымъ перейти къ изслѣдованію самихъ процессовъ плавленія и затвердѣванія.

По настоящее время въ литературѣ извѣстны двѣ теоріи плавленія и затвердѣванія чугуна: теорія Неупа и теорія Goerensа.

Эти двѣ теоріи согласуются другъ съ другомъ въ разсмотрѣніи процесса плавленія и затвердѣванія бѣлаго чугуна. Оба названныхъ автора признаютъ этотъ процессъ обратимымъ, вслѣдствіе чего* они принимаютъ, что температуры плавленія и затвердѣванія бѣлаго чугуна совпадаютъ другъ съ другомъ.

По отношенію къ сѣрому чугуну обѣ теоріи хотя и признаютъ процессы плавленія и затвердѣванія сѣраго чугуна необратимыми, но совершенно различно излагаютъ самый ходъ ятихъ процессовъ.

а) Теорія Неупа.

Проф. Неуп(37) предложилъ въ 1906 году объясненіе процессовъ плавленія и затвердѣваніи бѣлаго и сѣраго чугуновъ и въ 1907 году въ работѣ совмѣстно съ Bauer омъ(34) развилъ высказанныя ранѣе положенія, подкрѣпивъ ихъ экспериментальными данными.

Въ работѣ 1906 года Неуп слѣдующимъ образомъ излагаетъ процессы затвердѣванія чугуновъ.

Бѣлый чугунъ затвердѣваетъ съ переохлажденіемъ, слѣдуя діаграммѣ состоянія, т. е. первоначально выдѣляются смѣшанные кристаллы (случай гипоэвтектическаго чугуна), затѣмъ затвердѣваетъ при 1130° эвтектика: смѣшанные кристаллы-f-цементитъ, далѣе изъ смѣшанныхъ кристалловъ выдѣляется вторичный цементитъ и наконецъ, при 700° образуется перлитъ.

Сѣрый же чугунъ обнаруживаетъ значительныя отклоненія отъ теоретичес .аго хода затвердѣванія, вслѣдствіе образованія графита: при затвердѣваніи его сначала выдѣляются смѣшанные кристаллы, затѣмъ при температурѣ 1130° (£2) затвердѣваетъ эвтектика: смѣшанные кристаллы + цементитъ. Въ виду же того, что цементитъ какъ

«

свободный, такъ и находящійся въ растворѣ не подвергается разложенію только при температурахъ £х*}, высшихъ чѣмъ t2, то существованіе его при температурахъ низшихъ ^ возможно только вслѣдствіе переохлажденія, которое предотвращаетъ его отъ распаденія на графитъ и желѣзо (бѣлые чугуны). Это распаденіе (т. е. графитовыдѣленіе) можетъ быть ночнымъ или част чнымъ, если переохлажденіе при помощи какого-нибудь фактора (Anreiz) будетъ уничтожено. Неуп предполагаетъ, что разрушеніе переохлажденія, т. е. начало графитовы-дёленія происходитъ при температурѣ ниже t2, т. е. послѣ затвердѣ-ванія эвтектики, и изображаетъ этотъ моментъ рисункомъ 8(1' (фиг. 42): въ массѣ мартенсита (S) появляются два зародыша (Кеш) графита*

8сС

Фиг. 42.

При дальнѣшемъ пониженіи температуры эти маленькія пластинки графита растутъ, вытягивая углеродъ изъ окружающаго ихъ маргпенситаі вслѣдствіе этого вокругъ нихъ образуется площадка бѣднаго углеродомъ желѣза (рис. 8 d"). Наростаніе пластинокъ графита продолжается до температуры 700° (а быть можетъ и еще ниже).

Въ работѣ 1907 года Неуп, подтверждая вышеизложенныя положенія, останавливается болѣе подробно на процессахъ плавленія Чугуновъ, иллюстрируя ихъ діаграммой, представленной на фиг. 43.

Негуп (9) различаетъ двѣ системы:

устойчивую Ь: желѣзо -f- графитъ и неустойчивую а: желѣзо карбидъ.

Сѣрый чугунъ представляетъ изъ себя устойчивую систему, бѣлый—неустойчивую.

Процессы плавленія и затвердѣванія согласно діаграммѣ фиг. 43 происходятъ слѣдующимъ образомъ:

Жидкій чугунъ долженъ былъ бы затвердѣть въ области температуръ іь въ видѣ устойчивой системы Ь. „Однако при этой температу-

ру См. (37) стр 1389.

Ф

рѣ tb обстоятельства, повидимому, неблагопріятны для выдѣленія графита, поэтому чугунъ переохлаждается и затвердѣваетъ въ нѣсколько

, ѵ ниже лежащей области

• &СклѵіАіуЬѵъЬлл*І* (>\^ѵа4л<^ѵѵс?|

| і

ейр. j 1, I і

• Г

' I ; і-

! * Г

і 4 і

«Ѵ*Ь%'Ѵ*ѴИ‘ г—г-: 1 : кт I 1 ct—г—

(іМСС/ѴѴ

|Сѵѵгоаѵмс4аа^ ovicje-^vcv а.

(eH£«*w&jo + іесѵр&у*>).

'cHCubkv

*4 Т ‘ I

....... .4

(ѵиѵа6л*»ѵіА).| tft

•Яс'реозьлАЛчвйоѵі* увлча-т»жа^Іаи j

«^ѴЬСАЛЛЛ^ѴѴО/.

I I

ft.

■* VfXO«j>bVV>Vt?)

"95

0^<ЛО*О^ѴѴ«&\Л' «Ѵ^Ѵл^ч/ О ($ѴСйИЛЬ£0 + ѴМѵГЬ&и^.

Фи г. 43.

температуръ еъ видѣ неустойчивой системы аи. Если теперь при температурахъ ниже области ta не появится фактора, способнаго уничтожить переохлажденіе, то чугунъ затвердѣетъ въ видѣ бѣлаго, а процессъ затвер* дѣванія изобразится на фиг. 43 (А) сплошной стрѣлкой 1—2. Если такой чугунъ нагрѣвать, и если во время нагрѣванія не наступитъ перехода въ устойчивую систему, то чугунъ расплавится, слѣдуя пунктирной стрѣлкѣ 2'—1', при чемъ процессы затвердѣванія и плавленія будутъ происходить при одной и той же темпера-

турѣ, т. е. они будутъ обратимыми.

Если же послѣ затвердѣванія чугуна въ неустойчивую систему появится факторъ, который уничтожитъ переохлаждедіе, то затвер дѣва-ніе, (съ графитовыдѣленіемъ) пойдетъ по сплошной стрѣлкѣ

1—2—3 (фиг. 43 В), въ результатѣ чего получится устойчивая система Ь—сѣрый чугунъ.

Плавленіе сѣраго чугуна будетъ происходить по пунктирной стрѣлкѣ. 3'—Г, т. е. цѣликомъ въ области устойчиваго равновѣсія, такъ какъ нѣтъ никакихъ основаній для того, чтобы сѣрый чугунъ перешелъ въ область неустойчиваго равновѣсія, а потому температура плавленія сѣраго чугуна (область tb) будетъ выше температуры его затвердѣванія (ta), что и согласуется съ данными практики.

Существенными чертами вышеизложенной теоріи Неуп1 а являются слѣдующія:

1) Плавленіе и затвердѣваніе бѣлаго чугуна слѣдуетъ діаграммѣ состоянія.

2) Плавленіе и затвердѣваніе сѣраго чугуна отклоняется отъ нея вслѣдсгвіе графитовыдѣленія.

3) Графитовыдѣленіе начинается послѣ затвердѣванія эвтектики смѣшанные кристаллы -f- цементитъ, является слѣдствіемъ уничтоженія переохлажденія при помощи нѣкотораго фактора и оканчивается около 700°.

4) Пластинки графита зарождаются въ смѣшанныхъ кристаллахъ (мартенситъ) и растутъ насчетъ углерода послѣднихъ.

5) Эвтектика: смѣшанные кристаллы -f- цементитъ, повидимому, совсѣмъ не принимаетъ участія въ графитообразованіи или же участвуетъ въ немъ косвенно, отдавая свой цементитъ черезъ толщину кристал-ловъ пластинкамъ графита.

Изложенная теорія, не освѣщая достаточно ясно разныхъ сторонъ процессовъ плавленія и затвердѣванія чугуновъ, возбуждаетъ, по мнѣнію автора, сомнѣніе въ правильности нѣкоторыхъ своихъ положеній, такъ какъ:

1) она не подтверждена въ надлежащей мѣрѣ экспериментально,

2) не принимаетъ во вниманіе двухъ существенныхт, факторовъ: цеметаціи и скорости нагрѣва (и охлажденія), несомнѣнно вліяющихъ на процессы плавленія и затвердѣванія чугуновъ,

и 3) такъ какъ опытныя изслѣдованія Goerens’а и автора по вопросу о графитообразованш, находятся въ противорѣчіи съ пунктами 3, 4 и 5, утверждающими, что графитъ зарождается въ мартенситѣ послѣ затвердѣванія эвтектики, цементитъ которой только косвенно участвуетъ въ образованіи пластинокъ графита.

Ь) Теорія Goere-ns’ъ.

Проф. Goerens разсматриваетъ процессъ плавленія и затвердѣванія бѣлаго чугуна, какъ обратимый и протекающій теоретитески правильно. Полученіе бѣлаго чугуна (въ чистыхъ желѣзо-углерод-снлавахъ) возможно, однако, только при условіи быстраго охлажденія, которое препятствуетъ распаденію цементита на составныя части: желѣзо и графитъ.

Если же охлажденіе идетъ медленно, то цементитъ, выдѣляющійся во время затвердѣванія эвтектики (а также первичный цементитъ, выдѣляющійся по линіи BD), подвергается распаденію и, въ зависимости отъ скорости охлажденія, получается или сѣрый, или половинчатый чугунъ.

Такимъ образомъ, согласно теоріи Goerens'а, графитовыдѣленіе есть распаденіе цементита и, главнымъ образомъ, цементита эвтектики, такъ какъ распаденіе первичнаго цементита даетъ графитъ въ

формѣ такъ называемой успѣли/' Графитовыдѣленіе поэтому совпадаетъ съ интерваломъ затвердѣвапія эвтектики, и, чѣмъ этотъ интервалъ продолжительнѣе, чѣмъ, слѣдовательно, охлажденіе медленнѣе, тѣмъ полнѣе совершается графитовыдѣленіе, тѣмъ грубѣе, т. е. больше по величинѣ, получаются пластинки графита. Если распаденіе цементита въ періодъ затвердѣванія эвтектики, несмотря на медленное охлажденіе, не произошло полностью, то возможно распаденіе его и послѣ окончанія затвердѣванія эвтектики, но тогда продуктомъ распаденія будетъ углеродъ въ формѣ углерода отжига.

Для процесса плавленія сѣраго чугуна Goerens продлагаетъ слѣдующее объясненіе (фиг. 44): Металлическая масса сѣраго чугуна представляетъ изъ себя сталь, по этому температура плавленія чугуна должна зависѣть отъ количества содержащагося въ немъ связаннаго углерода.

Положимъ, что имѣется чугунъ съ 1,8 % связаннаго углерода. При нагрѣваніи такого чугуна онъ начнетъ плавиться въ точкѣ с, т. е. въ точкѣ пересѣченія ординаты состава его металлической массы съ линіей ЛЕ. Съ этого момента онъ вступаетъ въ область АВЕ, въ которой смѣшанные кристаллы находятся въ равновѣсіи съ богатой углеродомъ жидкой фазой. При незначительномъ повышеніи температуры, напримѣръ, до Т°, однородная твердая масса распадается на жидкую фазу съ а°І0 С и на смѣшанные кристаллы съ d°i0 С. Такъ какъ при температурѣ Т° жидкая фаза можетъ растворить до е °/о Q то она будетъ имѣть стремленіе растворять графитъ, образуя при этомъ карбидъ. Вслѣдствіе этого создавшееся для температуры Т° равновѣсіе нарушится; оно можетъ возстановиться только въ томъ случаѣ, если смѣшанные кристаллы тоже будутъ измѣнять свой составъ до тѣхъ поръ, пока они не окажутся въ равновѣсіи съ жидкой фазой новаго состава.

Если предположить, что жидкая фаза а растворитъ въ себѣ углеродъ до содержанія его въ / °/0, то съ жидкостью такого состава могутъ находиться въ равновѣсіи только смѣшанные кристаллы, содержащіе h°l0C, что ясно изъ графическаго построенія, сдѣланнаго на • фиг. 44. і '

Такимъ образомъ, для возстановленія равновѣсія, нарушеннаго тѣмъ, что жидкая фаза растворила нѣкоторое количество графита, смѣшанные кристаллы должны увеличить содержаніе углерода, растворивъ часть карбида, заключающагося въ жидкой фазѣ. Вслѣдствіе этого жидкая фаза станетъ бѣднѣе углеродомъ и получитъ снова возможность растворить нѣкоторое количество графита и т. д.

Такой кругооборотъ будетъ повторяться до тѣхъ поръ, пока для данной температуры не установится нѣкоторое равновѣсное состояніе.

Само собою понятно, что чѣмъ меньше сѣрый чугунъ будетъ содержать связаннаго углерода, тѣмъ выше будетъ лежать точка с, т.

е. тѣмъ выше будетъ температура плавленія даннаго чугуна, что и согласуется съ опытными ислѣдованіями.

Въ основѣ изложенной теоріи плавленія сѣраго чугуна лежитъ предположеніе, что для установленія равновѣсія между смѣшанными кристаллами и жидкой фазой температура сплава должна то опускаться, то подыматься. Если принять во вниманіе, что насыщеніе жидкой фазы углеродомъ отъ а до /не можетъ, какъ это предполагаетъ Goerens г совершаться при постоянной температурѣ, такъ какъ жидкій сплавъ въ данномъ случаѣ находится въ области АВІ), т. е. въ области ди-варіантнаго равновѣсія, то размахи колебанія температуры должны быть больше, чѣмъ на это указываетъ Goerens, а это едва-ли отвѣчаетъ дѣйствительности. Кромѣ того, въ теоріи Goerens'а не принята во вниманіе скорость нагрѣванія, которая не можетъ не отражаться на ходѣ внутренней цементаціи. Оба эти обстоятельтва заставляютъ сомнѣваться, чтобы плавленіе сѣраго чугуна дѣйствительно совершалось такъ, какъ это предполагаетъ Goerens.

Теорія lleyn'a и особенно Goerens'а даютъ много важныхъ указаній для уясненія процессовъ плавленія и затвердѣванія чугуновъ. Онѣ, однако, въ нѣкоторыхъ своихъ положеніяхъ не подтверждены экспериментально, онѣ высказываютъ предположенія, которыя едва-ли имѣютъ мѣсто въ дѣйствительности, онѣ, наконецъ, не принимаютъ во вниманіе вліянія скорости нагрѣва въ процессѣ плавленія сѣрыхъ чугуновъ. Все это вмѣстѣ взятое лишаетъ эти теоріи ихъ полной приложимости для разъясненія нѣкоторыхъ вопросовъ въ процессахъ плавленія и затвердѣванія чугуновъ и требуетъ дальнѣйшаго изученія упомянутыхъ процессовъ.

Съ означенной цѣлью авторомъ были произведены слѣдующіе опыты.

с) Опытное изслѣдованіе протеса плавленія чугуновъ.

Изслѣдованіе измѣненія структуры и химическаго состава бѣлаго и'сѣраго чугуновъ при постепенномъ нагрѣваніи ихъ вплоть до рас-

плавленія было произведено при помощи метода закалки. Обстановка опытовъ была такая же, какъ и при опредѣленіи линіи АЕ; пробы (для выполненія химическаго анализа), вѣсили 10 gr.

Матеріалы, примѣненные для опытовъ, были слѣдующаго состава: Бѣлый шведскій чугунъ:

<7 = 3,746°/о; Si = 0,032%; № = 0,1S%; Р= О,О24<у0и S = 0,0076% и сѣрый чугунъ:

общее С =■ 3,674°/о и граф. — 2,263%

полученный переплавкой*) бѣлаго чугуна указаннаго состава.

Продолжительность нагрѣва пробъ при различныхъ температурахъ была установлена на основаніи предыдущихъ опытовъ автора (16) при изслѣдованіи процесса графитовыдѣленія.

Всѣ пробы послѣ закалки были отшлифованы и изслѣдованы подъ микроскопомъ и затѣмъ въ нихъ было опредѣлено химическимъ анализомъ общее содержаніе углерода и графита.

Данныя и результаты опытовъ сведены въ таблицу V: См. таб. V* на стр. 54.

М

Результаты опытовъ изображены также графически на фиг. 45 и 46 Кривая фиг. 45 представляетъ измѣненіе содержанія графита въ

сѣромъ чугунѣ при медленномъ нагрѣвѣ его вплоть до расплавленія. Эта кривая съ несомнѣнностью указываетъ, что количество графита постепенно убываетъ, т. е. что во время процесса на-грѣванія и плавленія •іооо 4M0 л$О0в6. чугуна происходитъ

— і ІЛѴНЛА/ Ц ■Гк.и

еі

52 (X і

1 6S

-

Лі і/иАа- г. ѵслѵе/к мрн&и ів.Г \бв

во бі е

^алссил/ѵокл

внутренняя цемен-Фиг. 45. тація. Изъ фиг. 45

видно также, что при скорости нагрѣванія, имѣвшей мѣсто въ опытахъ, металлическая масса чугуна не мѣняетъ своего состава вплоть до 1000°. Начиная съ этой температуры, наблюдается цементирующее

*) Си. сноску на стр. 42.

ТАБЛИЦА V.

II 'і іІ 1 йі ■ ta ’ н ,і я а ■: о Температура пробы въ моментъ закалки Т° С. Продолжительность пагрѣва при Т° въ минутахъ. А и Общій С О/о а л и Гра- фитъ о/о з ъ. Свя- занный С О/о Фигура J6 Структура закаленыхъ пробъ.

С* Э 62 1000 30 3,593 2,212 1,381 Мартенситъ и графитъ.

53 1070 25 — 2,011 —

54 1120 20 3,498 1,794 1,704 1 Аустенитъ и графитъ.

>• !

Г* j бо ИЗО 15 — 1,643 — {47 Х-структура и гріфитъ.

! 1 1

j 56 1140 12 — 1,485 - !' Х-структ)ра, графитъ и ледебуритъ.

я 67 1150 12 3,506 0,726 2,780 48 Количество ледебурита увеличилось.

J=U

>£Q 58 1160 10 — Слѣды — Бѣлый чугунъ.

О ' 59 1175 ІО 3,496 Нітъ 3,496 )> . »>

і \ %

а 60 1050 40 3.621 Нѣть 3,621 Бѣлый чугунъ.

61 1120 20 Слѣды — М )*

« ИЗО 15 0,420 _ I ( J>

>»

ВТ 63 1135 15 3,531 1,818 1,713 49 Х-структура и элем. углеродъ.

64 1140 12 — 1,741 — Х-структура, элем. углеродъ и ледебуритъ.

3 I 65 1150 12 3,560 1,024 2,536 50 Количество ледебурита увеличилось.

-W і 66 1160 10 — Слѣды — » Бѣлый чугунъ.

са 67 1175 10 3,561 Нѣтъ 3,561 )) 79

дѣйствіе графита*), которое проявляется тѣмъ сильнѣе, чѣмъ выше температура, достигая своего maximum’а между 1120°—1150°.

Фиг. 47 (опытъ 55) представляетъ строеніе сѣраго чугуна передъ началомъ плавленія. Чугунъ состоитъ изъ маленькихъ пластинокъ графита,. лежащихъ въ основной массѣ, напоминающей собою аустенитъ. Структура этой массы, представляющая собою однородные кристаллы, пронизанные правильно расположенными тонкими коричневаго цвѣта иглами, была названа въ предшествующей работѣ Goerens*а и автора (15) „чисто аустенитовой". Въ виду того, однако, что эта структура иачительно отличается отъ недавно опубликованныхъ Maurer омъ (38) структуръ нормальнаго аустенита, и въ тоже время непохожа ни на одинъ изъ извѣстныхъ уже структурныхъ элементовъ желѣзо-углерод-сплавовъ, — она въ дальнѣйшемъ будетъ именоваться X структурой.

Фиг. 48 (опытъ 57) показываетъ строеніе сѣраго чугуна въ періодъ плавленія (Т зак. = 1150°). Характерная структура сѣраго чугува пропала. Вмѣсто нея на фиг. 48 видны смѣшанные кристаллы и ледебуритъ, т. е. структура бѣлаго чугуна.

Анализъ пробы опыта 58 далъ слѣды графита, что указываетъ на окончаніе при температурѣ около 1160° внутренняго процесса цементаціи.

Итакъ, настоящая серія опытовъ доказываетъ, что при плавленіи сѣраго чугуна идетъ внутренній процессъ цементаціи графитомъ. Образованіе цементита и раствореніе его въ желѣзѣ совершается какъ въ области твердыхъ растворовъ, т. е. въ площади АЕ S G А на фиг. 35 (опыты 52—55), такъ и во время періода плавленія, когда чугунъ находится въ А АНЕ (опыты 56—58).

«а *м\л о8\ и>cwo со

Г

л Si Г

•'UWUA/

а лЧ

V7

і j ш

1 I е

1000 1100 1200’С

Фиг. 46.

Изслѣдованіе про-* цесса плавленія бѣлаго чугуна показало, что въ условіяхъ опытовъ цементитъ бѣлаго чугуна при тем пературѣ,близкой къ эвтектической(11 34°) распадается на свои с оставыыя части. Это явленіе наглядно изображаетъ фиг. 46. На ней видно, что линія,

представляющая содержаніе элементарнаго углерода въ бѣломъ чугунѣ дѣлаетъ при 1120° рѣзкій скачекъ вверхъ, т. е. что до 1120й бѣлый чугунъ не содержалъ элементарнаго углерода, а, начиная съ этой температуры, химическій анализъ обнаружилъ появленіе элементарнаго углерода.

Какъ показали опыты, распаденіе цементита совершается очень быстро въ интервалѣ 1120°—1135°.

При 1185° (опытъ 63), т. е. при температурѣ начала плавленія (эвтектической), весь избыточный цементитъ разложился, такъ какъ количество связаннаго углерода въ чугунѣ (1,71 Ь°/о) соотвѣтствуетъ предѣлу растворенія цементита въ у—желѣзѣ при эвтектической температурѣ. Такимъ образомъ, передъ началомъ плавленія бѣлый чугунъ представляетъ изъ себя смѣсь изъ кристалловъ X—структуры и элементарнаго углерода (графита или углерода отжига), какъ это подтверждаетъ фиг. 49, т. е. переходитъ въ стадію сѣраго чугуна, послѣ чего уже начинается процессъ плавленія. Естественно, что въ дальнѣйшемъ процессъ плавленія бѣлаго чугуна не можетъ отличаться * отъ сѣраго, такъ какъ явленія внутренней цементаціи должны быть въ томъ и другомъ случаѣ одни и тѣже. Это подтверждаетъ и видъ -вѣтви de кривой (фиг. 46), которая подобна соотвѣтствующей части сЬ кривой сѣраго чугуна на фиг. 45. Объ этомъ говоритъ и структура чугуна на фиг. 50 (опытъ 65, 7зак. = 1150°), которая ничѣмъ не отличается отъ структуры сѣраго чугуна, изображенной на фиг. 48. (Гзак. = 1150°).

Итакъ, вторая серія опытовъ даетъ указаніе на то, что при плавленіи бѣлаго чугуна въ зависимости отъ скорости нагрѣва можетъ имѣть мѣсто распаденіе цементита (частичное или полное). Надо предполагать, что при медленномъ нагрѣвѣ чугуна въ технической плавкѣ такое распаденіе цементита совершается, а потому бѣлый чугунъ при плавленіи проходитъ сгпадіи сѣраго чугуна и самый прогрессъ плавленія не является обратимымъ, какъ это предполагаютъ теоріи Ueyna. и Goerens' а.

Изъ предыдущихъ опытовъ выяснилось, ‘что передъ плавленіемъ и въ періодъ плавленія чугуна совершается внутренняя цементація. Такъ какъ процессъ цементаціи требуетъ для своего совершенія опредѣленнаго промежутка времени, то не можетъ подлежать сомнѣнію, что скорость нагрѣва чугѵна должна вліять на процессъ плавленія чугуна въ томъ смыслѣ, что плавленіе чугуна, должно начинаться при тѣмъ болѣе низкой температурѣ, чѣмъ медленнѣе идетъ нагрѣваніе.

Для провѣрки этого положенія были произведены слѣдующіе опыты плавленія чугуна съ различной скоростью.

Въ криптолевую печь, (описанную на стр. 14), нагрѣтую до нѣкоторой постоянной, но различной въ различныхъ опытахъ температуры, помѣщался тигель съ мелкораздробленнымъ бѣлымъ чугуномъ, указаннаго выше (стр. 53) состава. Температура печи (1200°, 1300°, 1400°, 1500° и 1600°), остававшаяся неизмѣнной во время опыта снятія кривой нагрѣванія, обусловливала опредѣленную скорость процесса плавленія. Послѣ того какъ плавленіе оканчивалось, тигель изъ печи вынимался, помѣщался .въ подогрѣтый до 500° трипелъ и съ чугуна снималась кривая охлажденія.

Вслѣдъ за этимъ съ того же чугуна, который вслѣдстьіе переплавки дѣлается сѣрымъ*), при этой же температурѣ печи снималась кривая нагрѣванія и затѣмъ кривая охлажденія.

На фиг. 51 и 52 представлены характерныя кривыя, полученныя при этихъ опытахъ, данныя о которыхъ помѣщены въ таблицѣ VI.

ТАБЛИЦА VI.

Н а г р ѣ в а н і е. О к л а ж д е н і е.

1 1 * сс Скорость нагрѣванія въ интервалѣ 900°—1100° С иъ секѵндахъ на 100°. Температура начала плавленія °С. Продолжительность эвтектическій остановки въ секупдахъ. Начало ватвердѣвація °С. Температура эвтектичесі.ой остановки °С.

та ва :L Бѣлый чугунъ. Сѣрый чугунъ. Бѣлый чугунъ. <5 !*• я 33 25- е- О г- Бѣлый чугунъ. Сѣрый чугунъ. « £ 3 “ 4 Г — ег Сѣрый чугунъ. Бѣлый чугунъ.. £S эв *5 £» с_> -

1 45 і і 1145 76 1194 1134

2 — 57 1 1150 — 158 — 1198 — 1135

3 6. — 1141 ~ 68 — 1200 — 1133 —

4 64 і “ 1149 — 172 — 1199 — 1134

5 со о ! 1139 226 — 1198 — 1132 —

і б 1 — 93 і 1144 — 240 — 1200 — 1134

7 I 90 — V — 216 — 1201 — 1134 —

1 8 1 — 105 _ 1134 — 240' — 1198 — 1136

! 9 177 — ? — 410? — 1200 — - 1134 —

10 — 148 1134 І 390 1 1199 1 1132

Видъ кривыхъ и данныя таблицы VI подтверждаютъ высказанное предположеніе о вліяніи скорости нагрѣва на процессы плавленія сѣраго и бѣлаго чѵгуновъ: температура начала плавленія лежитъ тѣмъ выше, чѣмъ быстрѣе совершается нагрѣваніе чугуна. Это вліяніе у сѣраго чугуна выражается рѣзче, чѣмъ у бѣлаго.

Что касается кривыхъ охлажденія, то они у обоихъ чѵгуновъ имѣютъ одинаковый видъ, внѣ зависимости отъ скорости ихъ нагрѣва нія. Это и естественно, такъ какъ скорость охлажденія во всѣхъ, опытахъ была практически одинаковая, такъ что бѣлый чугунъ при данной скорости охлажденія превращался въ сѣрый. (Полученіе бѣлаго чугуна могло бы имѣть мѣсто только при болѣе быстромъ охлажденіи, при которомъ цементитъ не получилъ бы возможности разложиться въ періодъ затвердѣванія эвтектики). *)*■

Настоящіе опыты въ связи съ результатами предшествующихъ работъ автора,позволяютъ предложить слѣдующее объясненіе процессовъ плавленія и затвердѣванія чу-гуновъ.

сі) Теорія плавленія и затвердѣванія чуіуновъ.

1) Плавленія сѣраго чугуна.

Предположимъ, что чугунъ, подвергающійся плавленію, содержитъ jp°/o углерода (фиг.

53). Количество химическигсвязан-

*) Кромѣ быстроты охлажденія распаденіе цедіептита можетъ, повидимому, находиться въ зависимости отъ несовпаденія ѵакгимальвнхъ величинъ С. К. и С-С. К., регулирующихъ собою процессъ кристаллизаціи |'см. Тахшиапп (18)].

наго углерода равняется а %**). Разность (р — а)°(0 представляетъ-содержаніе графита.

Такой чугунь необходимо разсматривать какъ сталь съ а % пронизанную пластинками графита. Если бы графитъ не оказывалъ при высокихъ температурахъ цементирующаго дѣйствія, то началоплавленія разсматриваемаго чугуна произошло бы въ точкѣ пересѣченія ординаты а съ линіей АЕ (теорія Goerens'a). Если бы графитъ и въ дальнѣйшемъ не оказывалъ вліянія, то мы имѣли бы случай плавленія стали, протекающій теоретически правильно, какъ это было изложено на стр. (случай I). Но при нагрѣваніи сѣраго чугуна фактически имѣетъ мѣсто внутренняя цементація, поэтому фигуративная точка состава металлической массы чугуна будетъ перемѣщаться по вертикали вверхъ только до нѣкоторой точка начиная съ которой составъ металлической массы чугуна будетъ измѣняться вслѣдствіе внутренней цементаціи, и фигуративная точка состава пойдетъ по одному изъ путей обозначенныхъ цифрами: 1, 2.........п. Положеніе точки Ъ и кривыхъ: 1, 2................................п зависитъ отъ скорости на-

грѣванія. Чѣмъ скорость нагрѣванія больше, тѣмъ выше лежитъ точка Ь, тѣмъ круче путь Ь—п, тѣмъ выше температура начала плавленія чугуна, представляющая изъ себя точку пересѣченія одного . изъ путей Ь—п съ линіей АЕ.

Каковъ бы ни былъ составъ металлической массы сѣраго чугуна (или вообще составъ чугуна), всегда можно предположить такую скорость нагрѣванія, при которой фигуративная точка состава будетъ передвигаться по нѣкоторому пути, пересѣкающему линію АЕ въ точкѣ Е, т. е. начало плавленія будетъ совпадать съ эвтектической температурой (1134°), а потому утвержденіе предыдущихъ теорій, что сѣрый чугунъ всегда плавится при температурѣ высшей, чѣмъ бѣлый, теоретически неправильно.

Съ того момента, когда фигуративная точка перейдетъ въ треугольникъ АЛЕ (положимъ по пути Ь—2), металлическая масса чугуна начнетъ плавиться, т. е. произойдетъ распаденіе ея на твердую фазу (смѣшанные кристалы) состава /% С и жидкую фазу состава /»*'% С. Въ дальнѣйшемъ процессъ плавленія не можетъ итти, какъ у стали, т. е. по вертикали вверхъ, вслѣдствіе присутствія лишней твердой

фазы—граф)ита, проявляющаго свое цементирующее дѣйствіе.

\

Всѣ кривыя нагрѣванія сѣраго чугуна показали отчетливо оста-новку съ горизонтальнымъ участкомч. Такая остановка свидѣтель-

ствуетъ о тимъ, что при плавленіи сѣраго чугуна происходитъ нѣкоторый процессъ ‘при постоянной температурѣ, теченіе котораго возможно предположить лишь въ томъ случаѣ, если составъ принимающихъ въ немъ участіе фазъ остается постояннымъ. Слѣдовательно, на горизонтальномъ участкѣ кривыхъ нагрѣванія составъ фазъ: жидкой /. ', твердой f и графита не мѣняется, измѣняются лишь ихъ количества.

Графически этотъ періодъ процесса плавленія изобразится тѣмъ> что фигуративная точка состава будетъ передвигаться по горизонтали ютъ / къ е, и это движеніе будетъ совершаться до тѣхъ поръ, пока одна изъ фазъ, а именно графитъ, не израсходуется, т. е. пока не окончится внутренняя цементація. Послѣднее совершится въ точкѣ е, соотвѣтствующей исходному составу чугуна (р% углерода). Начиная отсюда, процессъ плавленія пойдетъ теоретически правильно по вертикали еу вверхъ. Температура окончанія плавленія чугуна опредѣлится пересѣченіемъ^ ординаты состава его съ линіей АН, т. е. точкой у.

Такимъ образомъ, въ плавленіи сѣраго чугуна слѣдуетъ различать три періода:

1) цементація твердаго металла,

2) образованіе жидкой фазы путемъ цементаціи,

3) собственно плавленіе.

Въ первомъ періодѣ движеніе фигуративной точки состава металлической массы происходитъ отъ а до f, во второмъ отъ f до е и въ третьемъ отъ е до у.

Теченіе процесса внутренней цементаціи въ первомъ періодѣ обусловливаетъ собою температуру (начала) плавленія чугуна, которая является, такимъ образомъ, для чугуна одного и того же состава величиной перемѣнной, зависящей отъ скорости нагрѣванія.

Температура конца плавленія сѣраго чугуна зависитъ отъ совокупности теченій второго и третьяго періодовъ, а такъ какъ въ теченіи этихъ періодовъ возможны нѣкоторыя отклоненія отъ описаннаго хода, то и температура конца плавленія сѣраго чугуна даннаго состава является также величиной непостоянной.

На самомъ дѣлѣ, въ теченіи второго періода происходитъ образованіе жидкой фазы путемъ цементаціи. Это происходитъ, надо полагать, такъ, что пластинка графита науглероживаетъ окружающій ее смѣшанный кристаллъ (состава f) до тѣхъ поръ, пока онъ не постигнетъ состава жидкости фазы к, послѣ чего смѣшанный кристаллъ плавится. При этомъ нѣкоторыя пластинки графита могутъ оказаться

окруженными только жидкимъ металломъ, а тогда возможно, что онѣ, вслѣдствіе малаго удѣльнаго вѣса, всплывутъ на поверхность и выдѣлятся въ формѣ спѣли*). Каждая такая пластинка, всплывавшая на поверхность уменьшаетъ содержаніе углерода въ чугунѣ, поэтому фигуративная точка состава при движеніи отъ f вправо не дойдетъ до точки е: третій періодъ начнется раньше, и температура конца плавленія будетъ лежатъ выше точки д, т. е. не будетъ уже опредѣляться точкой пересѣченія линіи ЛВ съ ординатой исходнаго состава чугуна.

Возможны и такіе случаи, гдѣ третій періодъ плавленія будетъ отсутствовать:

Безъ нарушенія хода плавленія (если не считать образованія спѣли) это будетъ имѣть мѣсто, напримѣръ, для чугуна состава &**) (и правѣе /). Для этого чугуна второй періодъ плавленія (движеніе отъ точки f вправо) можетъ закончиться какъ разъ въ точкѣ А;', т. е. съ окончаніемъ второго періода совпадаетъ и конецъ плавленія.

Съ нарушеніемъ описаннаго хода плавленія это можетъ быть въ томъ случаѣ, если первый періодъ (для чугуна состава і?***), окончится въ какой нибудь точкѣ Тогда конецъ второго періода произойдетъ въ точкѣ д , т. е. лѣвѣе ординаты состава р. Третій періодъ будетъ отсутствовать. Начиная съ точки д, чугунъ будетъ находиться въ области жидкихъ сплавовъ, а потому перемѣщеніе фигуративной точки его состава вплоть до окончанія внутренней цементаціи на счетъ

оставшагося графита пойдетъ по нѣкоторому пути g's. Конецъ вну-%

тренней цементаціи долженъ находиться въ точкѣ .s', но такъ какъ на пути g's' несомнѣнно будетъ имѣть мѣсто выдѣленіе спѣли, та положеніе точки s' является неопредѣленнымъ.

Указанное выше явленіе выдѣленія спѣли можетъ служить объясненіемъ общеизвѣстнаго факта отбѣливанія (обезуглероживанія) сѣраго чугуна при повторной переплавкѣ.

Принимая во вниманіе все сказанное о процессѣ плавленія сѣраго чугуна, необходимо высказать заключеніе, что температуры начала и конца плавленія сѣраго чугуна являются зависимыми отъ количества связаннаго углерода въ чугунѣ, отъ скорости нагрѣва и отъ неиод-дающагося учету вліянія—образованія спѣли. Іемпература начала и конца плавленія чугуна одного и того же состава могутъ мѣняться въ зависимости отъ двіухъ послѣднихъ факторовъ.

*) Пластинки спѣли могутъ либо остаться какъ таковыя, либо сгорѣть, что чаще и бываетъ,

**) въ предположеніи, что первый періодъ плавленія пойдетъ по пути Ъ—/.

***) Количество химически связаннаго углегрода предположено равнымъ а'.

2) Плавленіе бѣлаго чугуна.

Процессъ плавленія бѣлаго чугуна не отличается значительно отъ только что разсмотрѣннаго хода плавленія сѣраго чугуна. При медленномъ нагрѣвѣ, который имѣетъ мѣсто въ технической плавкѣ, должно происходить, какъ это показали опыты, распаденіе цементита*) передъ началомъ плавленія, т. е. бѣлый чугунъ принимаемъ структурныя формы сѣраго чугуна.

Если плавится бѣлый чугунъ состава р % V (фиг. 53), то фигуративная точка его состава будетъ передвигаться при нагрѣваніи по ординатѣ р вверхъ вплоть до нѣкоторой точки с. Въ этой точкѣ начнется распаденіе свободнаго цементита, вслѣдствіе чего бѣлый чугунъ раздѣлится на металлическую массу съ нѣкоторымъ содержаніемъ связаннаго углерода (точка d) и элементарный углеродъ. При дальнѣйшемъ нагрѣвѣ начнется внутренній процессъ цементаціи, вслѣдствіе котораго фигуративная точка состава пойдетъ по нѣкоторому пути, проведенному въ видѣ наклонной кривой изъ точки d. Когда эта кривая пересѣчетъ линію АЕ, начнется процессъ плавленія, и дальнѣйшій ходъ его будетъ совершаться такъ оісе, какъ и въ сѣромъ чугунѣ.

Вслѣдствіе того, что скорость нагрѣванія оказываетъ вліяніе на положеніе точекъ с и d и на теченіе внутренней цементаціи перваго періода, начало температуры плавленія бѣлаго чугуна такъ же, какъ и сѣраго чугуна, зависитъ отъ скорости нагрѣванія, о чемъ и свидѣтельствуютъ кривыя нагрѣванія фиг. 51. Однако это вліяніе не должно сказываться рѣзко, такъ какъ составъ металлической массы (положеніе точки d) при нормальныхъ скоростяхъ нагрѣванія не можетъ сильно отклоняться отъ точки Е. При медленномъ нагрѣвѣ точка d можетъ совпадать съ точкой Е, т. е. температура плавленія бѣлаго чугуна совпадетъ съ температурой затвердѣванія его, что часто и наблюдается (Неуп, Goerens).

Что касается температуры окончанія плавленія бѣлаго чугуна, то она въ виду указанныхъ соображеній будетъ опредѣляться точкой пересѣченія ординаты состава чугуна (р) съ линіей АВ, если, конечно, въ теченіе второго періода не произойдетъ нарушеній процесса плавленія (выдѣленіе спѣли).

*) Вопросъ о томъ, происходитъ ли при нѣкоторой большей скорости нагрѣва плавленіе бѣлаго чугуна безъ распаденія цементита, остается открытомъ. По мнѣнію автора, распаденіе цеѵѳатита (частичное или полное) всегда должно имѣть мѣсто, такъ какъ скорость васрѣва технически невозможно значительно уЕеіичить противъ той, которая бы'іа въ опытахъ. Плавленіе безъ разложенія возможно, однако, жъ присутствіи примѣсей, напримѣръ .17я.

Изъ разсмотрѣнія процесса плавленія бѣлаго чугуна вытекаетъ, что этотъ процессъ такъ же, какъ и процессъ плавленія сѣраго чугуна, необратимый•

3) Процессы затвердѣванія.

Что касается процессовъ затвердѣванія бѣлаго и сѣраго чугуновъ, то въ объясненіи ихъ авторъ всецѣло присоединяется къ теоріи проф. Goerens’a.

Если (чистый) чугунъ затвердѣваетъ (охлаждается) быстро, то цементитъ не распадается, процессъ затвердѣванія слѣдуетъ діаграммѣ •состоянія: получается бѣлый чугунъ: Fee + ^з С. і

Если чугунъ того же самаго состава затвердѣваетъ медленно, то свободный, выдѣляющійся въ періодъ затвердѣванія ледебурита, цементитъ, распадается—происходитъ графитовыдѣленіе — и чугунъ получается сѣрымъ (Fec + Fe> С) + G.

Въ гипоэвтектическихъ чугунахъ графитъ является продуктомъ распаденія цементита эвтектики (ледебурита): смѣшанные кристаллы + *' 'е.і С. Въ виду того, что форма и расположеніе пластинокъ графита напоминаютъ собою эвтектическую структуру, что побудило нѣкоторыхъ изслѣдователей, несмотря на отсутствіе къ этому экспериментальныхъ данныхъ, считать такой графитъ эвтектическимъ, авторъ предлагаетъ называть графитъ, происшедшій отъ распаденія ледебурита, псевдоэвтектическимъ графитомъ.

Въ гиперэвтектическихъ чугунахъ графитъ образуется:

1) Вслѣдствіе распаденія первичнаго, выдѣляющагося по линіи BD цементита. Этотъ графитъ предлагается назвать псевдопервичнымъ графитомъ.

2) Вслѣдствіе распаденія цементита ледебурита (нсевдоэвтектичесюй графитъ).

Исевдопервичный графитъ часто появляется въ формѣ спѣли. По предположенію проф. Goerens'а это происходитъ слѣдующимъ образомъ: образовавшіяся вслѣдствіе распаденія первичнаго цементита сравнительно крупныя пластинки окружены первоначально продуктомъ своего распаденія 3 Fe и такимъ образомъ могутъ плавать въ жидкомъ металлѣ. Но окружающее ихъ желѣзо постепенно науглероживается и расплавляется, поэтому пластинки графита, освободившіяся отъ своей оболочки, подымаются вслѣдствіе малаго удѣльнаго вѣса вверхъ и выдѣляются изъ чугуна въ видѣ спѣли.

Процессъ образованія спѣли долженъ имѣть своимъ слѣдствіемъ измѣненіе состава чугуна въ сторону уменьшенія общаго содержанія

углерода. Какъ показали опыты автора для опредѣленія линіи ВТ) при переплавкѣ маленькихъ количествъ гиперэвтектическаго сѣрага чугуна (въ лодочкѣ) всегда получается чугунъ близкій къ эвтектиче-скому составу, что и подтверждаетъ вышесказанное. Образованіе спѣли, какъ во время плавленія, такъ и во время затвердѣванія и сгораніе ея, ясно наблюдались во время этихъ опытовъ.

Образованіе спѣли можетъ, наоборотъ, послужитъ причиной и мѣстнаго увеличенія количества углерода.

Если затвердѣвающій чугунъ покрылся коркой, то пластинки спѣли не выходятъ изъ чугуна, а скопляются у его поверхности. Такое скопленіе пластинокъ (иногда вмѣстѣ съ ихъ оболочкою) имѣетъ мѣсто и у стѣнокъ тигля. Происходитъ какъ бы явленія ликваціи графита, которое имѣетъ своимъ слѣдствіемъ мѣстное увеличеніе содержанія углерода въ сплавѣ и нарушеніе нормальной его структуры*).

Согласно изложенному ходу затвердѣванія сѣраго чугуна количество связаннаго углерода въ немъ, въ случаѣ полнаго распаденія цементита, теоретически должно соотвѣтствовать предѣлу насыщенія желѣза цементитомъ при эвтектической температурѣ, т. е. количественно равняться 1,7% С. Между тѣмъ въ дѣйствительности количество' связаннаго углерода вообще меньше, а въ техническихъ сѣрыхъ чугу-нахъ оно бываетъ и меньше 0,9 %, (эти чугуны заключаютъ въ своей структурѣ свободный ферритъ). Послѣднее обстоятельство находитъ свое объясненіе въ слѣдующемъ.

При распаденіи цементита продуктъ распаденіи ЗЬ'е можетъ полностью насытиться углеродомъ только при условіи очень медленнаго охлажденія. Практически же охлажденіе идетъ быстрѣе, чѣмъ этого требуютъ теоретическія условія, а потому ЗТ'е не успѣваетъ насытиться до своего предѣла, и чугунъ содержитъ меньше 1,7% связаннаго углерода и больше, чѣмъ это требуется по теоріи, графита. Неполнотѣ насыщенія способствуютъ нѣкоторыя примѣси и особенно кремній, поэтому въ графитистыхъ, а слѣдовательно и кремнистыхъ чугунахъ количество связаннаго углерода незначительно, что и обусловливаетъ образованіе свободнаго феррита, который имѣетъ стремленіе выдѣляться вокругъ включеній вообще, а въ данномъ случаѣ вокругъ пластинокъ графита.

Въ заключеніе авторъ считаетъ возможнымъ упомянуть о двухъ опытахъ (изъ серіи опытовъ для опредѣленія линій ВТ)), которые иллюстрируютъ процессъ графитовыдѣленія согласно теоріи одной Діаграммы:

1) Сплавъ съ 5,307% С былъ закаленъ передъ началомъ затвер-дѣванія. Строеніе его представлено на фиг. 54. Если бы графитъ былъ первичнымъ продуктомъ выдѣленія, то онъ долженъ былъ бы лежать непосредственно въ эвтевтикѣ. Фиг. 54 однако ясно показываетъ, что каждая пластинка графита окружена оболочкой изъ углеродистаго желѣза, что говоритъ зато, что графитъ есть продуктъ распаденія цементита

2) Были приготовлены два сплала съ 4,611° Jq С и съ 4,513 °/0 С. Изъ нихъ первый былъ охлажденъ медленно, а второй быстро. Въ первомъ (фиг. 55) видны крупныя пластинки графита, во второмъ (фиг. 56) кристаллы цементита. Сравненіе величины и взаимнаго положенія кристалловъ цементита и пластинокъ графита на обѣихъ фигурахъ говоритъ за то, что вторыя, повидимому, произошли изъ первыхъ.

V. Заключеніе.

Результаты настоящей работы заключаются слѣдующемъ:

Уіроі^е-ѵіѵп,;. -ѵс<^-\\SuXjCv)

ІНоо

15оо

е/нгт>ѵ

‘уъмлро'йа/.

£'■ I) Путемъ термическаго анализа провѣрены линіи АВ, ЕС и РК діаграммы состояніяже-лѣзо-углерод сплавовъ.

2) При помощи способа закалки положеніе линіи АЕ (ири болѣе низкихъ температурахъ, чѣмъ это до сихъ поръ принималось).

3) Точка Е на основаніи термическихъ и микроскопическихъ изслѣдованій установлена при 1.7 % С. Пунктъ В—при 4,2°/0 С и эвтектическая температура—при 1134°.

4) При помощи опытовъ цементаціи установлена верхняя часть линіи SE.

5) На основаніи данныхъ первыхъ четырехъ пунктовъ діаграмма состоянія желѣзо-

6% углерод-сплавовъ имѣетъ видъ, представленный на фиг. 57.

Фиг. 57.

На основаніи этой діаграммы составлена слѣдующая таблица (табл.. VII) теоретическихъ температуръ затвердѣванія желѣзо-углерод-спла-* вовъ.

ТАБЛИЦА VII. 6

Содержаніе углерода %. і Начало затвердѣванія ' , °с\ і , » Конецъ затвердѣванія ' °С.

! 1 1

Чистое желѣзо по Stansfield’y. j 1505 І 1

0,5 ! 1472 1329 І

1,0 1433 1187

1.5 1393 1142

2,0 ! 1348 1134 '

2,5 1303 1134

3.0 1257 1134

3,5 1209 | 1134

4,0 1156 ! 1134

4,2 1134 1134

4,5 ? 1134

6) На основаніи опытовъ установлено, 1) что скорость нагрѣва имѣетъ вліяніе на температуру начала плавленія -іугуновъ, 2) что во время процесса плавленія совершается внутренняя цементація и ЗХ что въ бѣломъ чугунѣ передъ началомъ плавленія происходитъ распаденіе свободнаго цементита

и 7) предложена новая теорія плавленія чугуновъ.

Конецъ 1-й части.

Томскъ 21 Мая 1912 г.

ТАБЛИЦА МИКРОФОТОГРАФІЙ.

| Фигура. Опытъ. еО Ш св щ 55 1 і Проба. 4 S- 5. « 2 м Сб Н S Бч . О

S

7 — I _ _ 0,57?

8 — 11 1,071

9 — 111 1.632j

10 — IV 1,762!

11 — V 2,16о!

12 — VI — 2,795

13 — VII — — 3,677

И — VIII — — 4,626 I 4,940, I

15 — IX —

24 — — 9 1120 1.762 1.762 |1

25 — — •* 1167

26 — — 15 ИЗО 1,632’

27 — — 13 1154 1,632;

28 — — 13 1154 1,632

29 — — 25 1150 1,071

30 — — 21 1228 1,07 lj

3:1 — — 29 1318' 0,577;

32 — — 29 1318 0,577

33 — — 21 и 29 —

34 — 27 1365 0,577 1

36 — |,

37 — — ' " — 1,762;!

38 — — — — 2,006

47 55 — — ИЗО —

48 57 1150 —

49 63 — — 1135 3,531

50 65 — — 1150 3,560! 7 и

54 — — • — — 5,307'

55 — - — 4,611

56 " ” 4,513 I 1

Примѣчанія.

t

Охлажденъ медленно.

?? »

» >*

V »

5»

» м

?> »

)? **

• ? ?»

I >

'll*

Протравлена иикратомъ натрія.

Вдоль и поперекъ шлифа эвтектики (ледебурита).

Охлаждена медленно. Закалена.

Перечень литературныхъ источниковъ, на которые сдѣланы ссылки

въ работѣ*).

1) Heyn und Hauer. Metallographie ч. I и II Изд. Goeschen (1909).

2) А. Findlay. Einftihrung in die Phasenlehre (1907). Leipzig.

3) Roberts-Atisten. Fifth Report of the alloys Research Comittee. The Metallographist II стр. 186.

4) B. Roozeboom.1 Stahl mid Eiseu vom Standtpuiikte der Phasenlehre. Z. f. phys. Chemie t. 34, 1900 стр. 437.

5) Carpenter und Keeling. The range of solidification and critical range of iron-carbon alloys. Journ. of the Iron and Steel Inst. 1904 I стр. 224.

6) F. Wiist. Beitrag zum Kenntniss der Eisenkohlenstofflegierungen hoheren Kohlenstoffgehaltes. Metallurgie 1906 стр. 1.

7) C. Benedicks. Ueber das Gleichgewicht und die Erstarrungsstruk-turen des systems Eisro-Kohlenstoff. Metall. 1906 стр. 393.

8) Stanfield. The present position of the solution theorie of carburised iron. Journ. of the Ir. a. st. Inst. 1900, II, стр. 317.

9) Heyn. Labile und metastabile Gleichgewichte der Eisenkohlen stofflegierungen. Z. f. Elektrochemie, 1904, стр. 491.

10) G. Charpy. Sur le diagramme d’ equilibre des alliages fer carbon. Comp.-rend. 1905, 141, стр. 948.

11) Goerens. Ueber den augenblicklichen Stand unserer Kenntnisse der Erstarrungs-und Erkaltungsprozesse der Eisenkohlenstofflegierungen. Metall. 1906, стр. 175 и 1907, стр. 137, 173.

12) Ruer. Metallographie in der elementaren Darstellung (1907). стр. 212.

13) Howe. Das Zustandsdiagramm des Eisen-Kohlenstoffs. Metall. 1909, стр. 65.

14) Bmmnopffm. Теорія сплавовъ (1909) С.-Петербургъ.

15) Goerens und Gutowsky. Experirnentelle Studie tiber den Erstarrungs-und Schmelzvorgang bei Roheisen. Metall. 1908, стр. 137.

16) F. Wiist. Beitrag zum Einfluss des Phosphors auf das System Eisen-Kohlenstoff. Metall. 1908, стр 76.

17) Goerens. EinfOhrung in die Metallographie (1906). Halle.

18) Tammann. Kristallisieren und Schmeizen (1903) Leipzig.

19) B. Roozeboom. Heterogene Gleichgewichte т. II (1904). Braun- .

^chweig. . '

*) Въ текстѣ работы надъ фамиліями изслЬдователей поставлены номера, полъ которыми въ настоящемъ перечнѣ приведено названіе работы изслѣдопатѳ ія ■ мѣсто появленія ея въ печати.

20) Gutoirsky. Experimentelle Untersuchimg ilber den Erstarrungs-und Schmelzvorgang bei technischem Roheisen. Metall. 1908, стр. 463.

21) Heyn. Bericht fiber die mikroskopische Untersuchung der vom Sonderausschuss for Eisenlegierungen des Vereins zur BefOrderung des Gewerbefleisses hergestellten Legierungen. Verb. d. Ver. z. Bef. d. Gewer-befl. 1904, ct|.v 355.

22) Carpenter. Der Erstarrungspunkt des Eisens. Metall. 1908, стр. 679.

23) Muller. Ueber die Darstellnng des Elektrolvteisens, dessen Zu-sammensetzung und thermische Eigenschaften. Metall. 1909, стр. 145.

24) Tammann. Ueber die Anwendung der thermischen Analyse. Z. f. anorg. Ch. 47 (1905) стр. 289.

25) Stanspield. The burning and overheating of steel. Journ. of the Ir. a. St. Inst. 1903. II, стр. 433.

26) Maryuevitte. Cementation du fer par le charbon et par Toxyde de carbone. Compt.-rend. 59 (1864) стр. 726.

27) P. Charpy. Note of cementation. Ir. and Steel Magaz. 1904, стр. 305.

28) Wilst und Scklosser. Der Einfluss von Kohlenstoff, Silicium, Mangan, Schwefel und Phosphor auf die Bildung der Temperkohle im Eisen. Stahl u. Eisen, 1904, стр. 1120.

29) Iladfietd. Die physikalisch-chernischen VorgOnge, welche mit der Entkohlung von Eisenkohlenstofflegierungen verknupft sind. Metall. 1909. стр. 358.

30) F. Wiist. Ueber Theorie des GlOhfrischens. Metall. 1908, стр. 7.

31) Tiemanns. The temperatures limits for the Separation of graphite from martensite in pur cast-iron. Metallogr. X (1901) стр. 319.

32) Royston. The relation of carbon to iron at high temperatures. Journ. of the Ir. a. St. Inst. 1897, I, стр. 166.

33) Charpy et Grenet. Sur l’Aquilibre des systemes fer-carbone. Bull, de la Soc. de fencom. p. l’ind. nation. 1902 стр. 399.

34) Heyn und Bauet. Zur Metallogfaphie des Roheisens. St. u. Eisen, 1907 г. стр. 1568.

35) G. Charpy. Sur la solubite du Graphit dans le fer. Rev. de Metall.. 1908, стр. 77.

36) Benedicks. Ueber die LOslichkeit des Graphits im Eisen. Metall. 1908, стр. 41.

37) Heyn. Metallographische Untersuchung ftir Giessereiwesen. St. u. Eisen, 1906, стр. 1295.

38) Maurer. Untersuchung tiber das HArten und Anlassen von Eisen und Stahl. Metall. 1909, стр. 33.

ОПЕЧАТКИ.

Стран. Строка. Напечатано.

4 7 св. также

5 20 св. слѣдуетъ

7 5 св. 11. Rooeeboom

10 и 14 1 и 3 св. G o'erens

17 9 св. Я >1

17 12 св. ьто

29 11 ов. ТОЧ 0

31 11 св. эвтектику,

37 1 св. Srausfild’a

39 17 св. д ифф у н д и ро ватъ

41 6 св. оодоржать

44 6 св. 46—48

48 6 ов. час чвымъ

50 19 св. цеметаціи

50 13 сн. теорѳтитески

52 12 ов. и слѣдованіями

53 5 сн. фиг. 45

55 4 сн. 46

55 10 св. вачвтѳльво

58 6 ов. они

58 9 сн. плавленія

59 3 св. чугунь

59 10 св. стр.

61 3 св. всплывавшая

61 15 св. поріода

62 6 св. принимаемъ

Слѣдуетъ.

такъ же олѣдуѳтъ В. Roozeboom Goerens »»

что

точно

эвтектики

StansfieJd’a

днффундировать-

соде ржатъ

47—49

частичнымъ

цементаціи

теоретически.

изслѣдованіями

фи г. 46

45

значительно

онѣ

плавленіе чугунъ стр. 4 т сплывшая періода принимаетъ-

li

ТаСшща ].

С = 0,Г)77°Лі Протравлены ішкратомъ натрія.